(57)【要約】  本発明は、Ａｌめっき鋼板をホットプレスに適用するにあたり従来から問題となっていたホットプレス前加熱時おけるＡｌ溶融問題を解決し、また、残存水素による遅れ破壊問題を解決するホットプレス用Ａｌめっき鋼板及びその製造方法、さらには、そのＡｌめっき鋼板を用いた急速加熱ホットプレス方法を提供するものである。  本発明のホットプレス用Ａｌめっき鋼板は、Ａｌめっきが施された鋼板を、コイル状のままボックス焼鈍炉にて、図５に図示される領域内部にある保定時間と温度で焼鈍することによって、Ａｌめっきと鋼板を合金化させることで製造される。  また、本発明の急速加熱ホットプレス方法は、本発明のホットプレス用Ａｌめっき鋼板から切出したブランクを、ホットプレス前加熱において昇温速度が平均４０℃／秒以上、且つ７００℃以上の環境に曝される時間が２０秒以下となるように加熱してホットプレス加工することを特徴とする。
2010005121.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
片面当たりのアルミめっき付着量が３０〜１００ｇ／ｍ２であるアルミめっき鋼板を、コイル状のままボックス焼鈍炉内で焼鈍するに際し、その保定時間及び焼鈍温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示するＸＹ平面において、座標（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点を頂点とする５角形の各辺を含む内部領域にある保定時間及び焼鈍温度の組み合わせで焼鈍することを特徴とする急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記アルミめっき鋼板の基材となる鋼板の成分が質量％で
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．４％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物より成ることを特徴とする請求項１に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記アルミめっき鋼板において、表面に付着しているアルミめっき中にＳｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
片面当たりのアルミめっき付着量が３０〜１００ｇ／ｍ２であるアルミめっき鋼板を、コイル状のままボックス焼鈍炉内で焼鈍するに際し、その保定時間及び焼鈍温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示するＸＹ平面において、座標（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点を頂点とする５角形の各辺を含む内部領域にある保定時間及び焼鈍温度の組み合わせで焼鈍したことを特徴とする急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。
【請求項５】
前記アルミめっき鋼板の基材となる鋼板の成分が質量％で
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．４％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物より成ることを特徴とする請求項４に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。
【請求項６】
前記アルミめっき鋼板表面のＬ＊値が１０〜６０であることを特徴とする請求項４又は５に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。
【請求項７】
前記アルミめっき鋼板において、表面に付着しているアルミめっき中にＳｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。
【請求項８】
前記アルミめっき鋼板において、基材となる鋼板の表面にＡｌ濃度換算で４０〜７０％質量％であるＡｌ−Ｆｅ合金層があることを特徴とする請求項４〜７のいずれか１項に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。
【請求項９】
請求項４〜８のいずれか１項に記載のアルミめっき鋼板からプレス加工用ブランクを切出し、そのブランクをホットプレス前加熱において昇温速度が平均４０℃／秒以上、且つ７００℃以上の環境に曝される時間が２０秒以下となるように加熱し、ホットプレス加工することを特徴とする急速加熱ホットプレス方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、急速加熱ホットプレスにおいて、塗装後耐食性と耐遅れ破壊特性を有し、かつ生産性に優れた急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板、その製造方法及び当該鋼板を用いた急速加熱ホットプレス方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）において、高強度と高成形性を両立する鋼板が望まれている。これに対応するものの１つとして、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。このＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板により、前記自動車部品を製造することは可能となった。しかし、さらに高強度、例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度鋼で成形性を確保することは、今のところ困難である。
このような状況で、高強度及び高成形性を両立するものとして最近注目を浴びているのが、ホットプレス（熱間プレス、ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。このホットプレスは、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域になるまで加熱した後に、熱間で成形することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼きを入れて所望の材質を得るというものである。【０００３】
ホットプレスは、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱するため、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成する。そのため、スケールを除去する工程が必要であるが、スケールの除去能や環境負荷等の観点からの対応策の必要である。
これを改善する技術として、ホットプレス用の鋼板としてＡｌ（アルミ）めっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献１〜３を参照）。また、ホットプレスの加熱時にＡｌめっきが溶融して垂れ（めっき部分が溶融流動すること）を生じるために、Ａｌ（アルミ）の融点以下の温度で保定することで垂れを回避する技術についても開示されている（特許文献４を参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平９−２０２９５３号公報
【特許文献２】特開２００３−１８１５４９号公報
【特許文献３】特開２００３−４９２５６号公報
【特許文献４】特開２００３−２７２０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記特許文献１〜３に記載されたホットプレス技術は、Ａｌ（アルミ）めっき層がＡｌ−Ｆｅ合金化していない鋼板を炉加熱等によって昇温速度が緩やかな加熱条件とすることを前提としている。例えば、炉加熱の場合には通常常温から９００℃程度まで平均昇温速度は３〜５℃／秒のため、加熱するまでに１８０〜２９０秒が必要であった。そのため、熱間プレスにより成形可能な部品の生産性は２〜４個／分程度と、非常に生産性が低かった。【０００６】
特許文献４は、Ａｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化していない鋼板を約２０℃／秒という、比較的早い速度で昇温する技術である。このようなときには溶融したメタルが垂れるという課題が示されている。これを解決するために融点以下の温度で緩やかに昇温させてこの間に合金化（めっきと鋼板が反応して金属間化合物へと変化する現象をこう呼ぶ）を進行させることでめっきの融点を上昇させることが示されている。しかしこの場合も例えば３０μｍ厚みのめっき層では６０秒の緩やかな加熱が必要とされており、合計加熱時間は１００秒必要となっている。従って生産性向上という観点からはまだ改善の余地があった。【０００７】
ホットプレスの生産性を向上させるためには、通電加熱や誘導加熱等のような急速加熱を行うことが有効である。しかし急速に加熱すると特許文献４にも記載されているように、垂れが発生して、めっき厚みが不均一になるという問題があった。垂れの本質的な原因は、加熱過程でめっきが合金化する前に溶融することにある。すなわち合金化すると、融点が上昇するため垂れは起こらないが、急速に昇温すると、合金化しないうちにＡｌの融点（６６０℃）以上となり、Ａｌめっきが溶解するためと考えられるし。このようなめっき厚みが不均一なめっき鋼板は、プレス時に型に噛みこんだり、凝着したりするため、生産性を大きく阻害する。すなわちこの垂れ現象を克服することで生産性向上を達成することが可能となる。【０００８】
輻射加熱を利用して急速加熱する技術もある。すなわち、近赤外線のようなエネルギー密度の高い放射線を鋼板に照射することで急速加熱することも可能である。電気加熱は一般にブランク材の形状制約があるが、輻射加熱はその制約が少ないという利点がある。ところが輻射加熱を使用してＡｌめっき鋼板を急速加熱すると、めっきが溶融した時点で表面が鏡面となり、熱の吸収効率が低下して例えば非めっき材と比べて昇温速度が小さくなるという課題もあった。【０００９】
またこのような高強度鋼板を用いるうえでは水素による遅れ破壊を考慮しなければならない。遅れ破壊自体は高強度鋼板に共通する課題であるが、ホットプレスにＡｌめっき鋼板を適用する際は、Ａｌ及びＡｌ−Ｆｅ合金中の水素の拡散係数が非常に小さいことが問題となる。すなわちＡｌめっきを付与することにより鋼中の水素が抜け難くなり、一般に遅れ破壊の観点からは不利となる。水素はＡｌめっき製造時（冷延後の再結晶焼鈍時）、ホットプレスのオーステナイト域への加熱時、化成処理、電着塗装時に鋼板中に吸蔵される。従って、Ａｌめっき鋼板は、局部的な応力残存あるいは応力付与により遅れ破壊を発生させる可能性がある。前述したように、この部材は自動車の強度部材として使用されるものであり、小さな割れであっても生じることは好ましくない。急速加熱プロセスとすることでオーステナイト域への加熱時の水素吸蔵は抑制される方向にあるが、Ａｌめっきを製造する時にも水素を含有する雰囲気中で焼鈍するのが通常の製法であり、この残留水素を除去することが困難であった。【００１０】
そのため、Ａｌめっき鋼板製造後に、６００〜７００℃程度で長時間焼鈍すると、Ａｌめっき製造時に吸蔵した水素を除去することが可能であることが知られている。
しかし、コイル状のまま焼鈍加熱すると図１（ａ）に示す様にコイルの幅方向中央部の表面に粉状の付着物が生成し、その周囲に白い筋が生じる現象が起き、コイルが使用できないと言う問題があった。【００１１】
まとめると、遅れ破壊の原因である鋼板内の水素については、Ａｌめっき鋼板製造時に吸蔵する水素と、ホットプレス前の鋼板加熱時に吸蔵する水素があり、それぞれに対策を採る必要がある。ホットプレス前の鋼板加熱に対しては、急速加熱が水素吸蔵を抑制するため有効な手段である。【００１２】
しかし、ホットプレス前の急速加熱は、Ａｌ−Ｆｅ合金化が遅れるため、Ａｌめっき部分が溶融し、垂れが生じるという問題がある。これを解決することは、水素吸蔵の観点だけでなく、生産性の飛躍的向上という観点からも重要な課題となっている。また、Ａｌめっき鋼板製造時に吸蔵した水素を除去するには、Ａｌめっき鋼板製造後に６００〜７００℃程度で長時間焼鈍することが有効であるが、コイル状のまま焼鈍すると、鋼板表面に品質の異常部分が発生する。生産性やハンドリングの観点からコイル状で焼鈍することが合理的であるため、この鋼板表面の品質異常を解決することも、重要な課題となっている。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ａｌめっき鋼板製造後にコイル状で行う焼鈍において、特定の範囲内の焼鈍条件であれば、鋼板表面の品質異常が発生せず、またＡｌめっき部がＡｌ−Ｆｅ合金化が進行することを見出し、本発明を成すに至った。これにより、ホットプレス前に急速加熱を適用しても、めっきの垂れを完全に防止でき、また遅れ破壊の原因となる鋼板内に残留した水素も除去することができることも確認した。同時にＡｌ−Ｆｅ合金化することで表面は黒色化し、近赤外線のような輻射加熱での急速加熱をも可能とした。【００１４】
本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）片面当たりのアルミめっき付着量が３０〜１００ｇ／ｍ２であるアルミめっき鋼板を、コイル状のままボックス焼鈍炉内で焼鈍するに際し、その保定時間及び焼鈍温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示するＸＹ平面において、座標（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点を頂点とする５角形の各辺を含む内部領域にある保定時間及び焼鈍温度の組み合わせで焼鈍することを特徴とする急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板の製造方法。【００１５】
（２）前記アルミめっき鋼板の基材となる鋼板の成分が質量％で
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．４％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物より成ることを特徴とする（１）に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板の製造方法。【００１６】
（３）前記アルミめっき鋼板において、表面に付着しているアルミめっき中にＳｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板の製造方法。【００１７】
（４）片面当たりのアルミめっき付着量が３０〜１００ｇ／ｍ２であるアルミめっき鋼板を、コイル状のままボックス焼鈍炉内で焼鈍するに際し、その保定時間及び焼鈍温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示するＸＹ平面において、座標（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点を頂点とする５角形の各辺を含む内部領域にある保定時間及び焼鈍温度の組み合わせで焼鈍したことを特徴とする急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。【００１８】
（５）前記アルミめっき鋼板の基材となる鋼板の成分が質量％で
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．４％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物より成ることを特徴とする（４）に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。【００１９】
（６）前記アルミめっき鋼板表面のＬ＊値が１０〜６０であることを特徴とする（４）又は（５）に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。【００２０】
（７）前記アルミめっき鋼板において、表面に付着しているアルミめっき中にＳｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする（４）〜（６）のいずれか１項に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。【００２１】
（８）前記アルミめっき鋼板において、基材となる鋼板の表面にＡｌ濃度換算で４０〜７０％質量％であるＡｌ−Ｆｅ合金層があることを特徴とする（４）〜（７）のいずれか１項に記載の急速加熱ホットプレス用アルミめっき鋼板。【００２２】
（９）（４）〜（８）のいずれか１項に記載のアルミめっき鋼板からプレス加工用ブランクを切出し、そのブランクをホットプレス前加熱において昇温速度が平均４０℃／秒以上、且つ７００℃以上の環境に曝される時間が２０秒以下となるように加熱し、ホットプレス加工することを特徴とする急速加熱ホットプレス方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、ホットプレス用Ａｌめっき鋼板において、表面までＡｌ−Ｆｅ合金化させることにより、ホットプレス前に鋼板を急速加熱しても垂れの発生を無くすことが可能となるだけでなく、遅れ破壊のリスクを低減させることが可能となる。さらに急速加熱を適用することにより、ホットプレスの生産性を向上させることが可能となる。【００２４】
また、付随的効果も認められる。通電加熱の場合、部分的に加熱することも可能だが、電極と接する部位を加熱することは困難であった。従来の合金化していないＡｌめっき鋼板を使用する場合には、加熱されていない部位を切り捨てる必要があったが、本発明により、その必要はなくなる。更に、Ａｌめっき部分をＡｌ−Ｆｅ合金化させることでスポット溶接性が向上し、スポット溶接の電極を頻繁に研削する必要がなくなる。塗装後耐食性についても、特に塗膜膨れが起こり難くなり、本発明により加熱されていない部位は焼入れされないものの、そのまま部品として使用することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
図１は、Ａｌめっき鋼板をコイル状態のまま５５０℃でボックス焼鈍した後の外観の状況とそのメカニズムを示す。
図１（ａ）は、ボックス焼鈍後に発生するＡｌめっき鋼板の表面異常の典型的な例を写真で示す。
図１（ｂ）は、この表面異常のメカニズムを説明する概念図である。
図１（ｃ）は、焼鈍により得られる理想的なＡｌめっき層の合金化を説明する概念図である。
図２は、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の構造の一般的な例を示す光学顕微鏡写真である。めっき鋼板表層部に１層から５層までの層が確認される。
図３は、Ｆｅ−Ａｌの二元系状態図を示す説明図である。
図４は、本発明に係る被覆層の断面組織の構造の一例を示す光学顕微鏡写真である。
図５は、本発明に係るボックス焼鈍の適正焼鈍条件の範囲を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下に図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
［本発明に係る生産性と遅れ破壊特性に優れたホットプレス方法の概要］
上述したように、上記特許文献１〜３に記載された技術では、加熱に約２００秒以上を掛けるような低生産性プロセスであった。ホットプレスの生産性を向上させるために、通電加熱等により急速加熱を行うと、特許文献４に記載されているように鋼板表面に溶融しためっきの垂れが発生するという問題もあった。ここで電気を用いた加熱方法における垂れについて述べる。高周波加熱、通電加熱のいずれも、鋼板を電流が流れることで鋼板の抵抗発熱を利用した加熱方法である。ところが、鋼板に電流が流れると、磁界が生じ、電流と磁界との相互作用で力が生じる。この力のために溶融した金属が移動する。加熱方法により電流の方向は様々に変わるため一概には言えず、鋼板の中央部が厚くなる場合や、逆に鋼板の端部が厚くなる場合がありうる。またブランク材を縦置きにした場合、重力が働いてブランク下部のめっきが厚くなる場合もある。
【００２７】
本発明者らの検討によれば、このめっきの垂れを防止するためには、めっき付着量を減らせば良いことがわかっている。例えば、Ａｌめっき鋼板を使用して昇温速度を５０℃／秒以上で昇温温度９００〜１２００℃とした場合には、めっき付着量が片面で３０ｇ／ｍ２では、めっきの垂れが発生せずに平滑な表面となるが、めっき付着量が片面で６０ｇ／ｍ２では、めっきの垂れが発生するという実験例が得られている。一方、めっきの垂れを防止するために、めっき付着量を減らすと、十分な塗装後耐食性を確保することができない。すなわち、生産性の向上と耐食性の確保とはトレードオフの関係にあるため、従来は、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットプレス用Ａｌめっき鋼板は得られていなかった。
そこで、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットプレス用めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った結果、表面までＡｌ−Ｆｅ合金化させることが有効との知見を得た。そして、優れた塗装後耐食性を得るためには、一定以上の付着量が必要となる。
【００２８】
Ａｌめっき鋼板を表面まで合金化させるためには加熱する必要がある。これまでホットプレスのための加熱を施すことで合金化は問題なく起こっており、Ａｌめっき鋼板のコイルを加熱することで合金化は達成されると予想された。しかしＡｌめっき鋼板のコイルを加熱することで合金化することは予想よりも遥かに困難を伴った。ホットプレスのための加熱はコイルをブランキングした後、炉内で加熱する。あるいは通電、高周波等の手段を用いて加熱されるが、いずれの方法でもブランクされた鋼板は単独で加熱される。これに対してコイル状のまま加熱すると、鋼板同士を重なった状態での加熱となる。このような状態で加熱すると、以下の現象が現れた。
【００２９】
図１にその現象を示す。図１（ａ）は、Ａｌめっき鋼板のコイルをボックス焼鈍炉内で雰囲気を大気として加熱、合金化を試みたときに生じた表面異常である。このときめっき組成はＡｌ−約１０％Ｓｉで、この組成の融点は約６００℃である。融点以上で加熱すると、溶融しためっき層同士が融着する懸念があるため、焼鈍温度５５０℃で約４８時間保定した。その後、焼鈍炉から外に出し、表面を観察したところ、Ａｌめっき鋼板１の外縁部には、異常のない通常の健全部２があるが、鋼板の幅方向で１／３程度のところに白い筋上の帯が観察された。これは、Ａｌめっきの一部が剥離した部分３であることが分かった。更に、鋼板の幅方向中央部表面に粉状物が付着する部分４が観察された。
【００３０】
この現象はボックス焼鈍炉内でコイル状のまま焼鈍した際に現れる。同じ焼鈍条件であっても鋼板を切り板として、単独で加熱しても現れず、コイル状態、すなわち鋼板同士が密着するように重なった状況で加熱して現れる現象である。粉状物付着物部４の粉状物はＡｌＮであることが分かった。一方、剥離部３の剥離する部位は合金化していないＡｌめっき層で、Ａｌめっき層１２とＡｌ−Ｆｅ合金層１１との界面にＡｌＮ１４が生成していること及びこのＡｌＮ１４が合金化を抑制していることが確認された。図１（ｂ）にこのメカニズムを示している。Ａｌめっき鋼板は、基材となる鋼板１０上にＡｌ−Ｆｅ合金層１１が薄く生成し、その上にＳｉ１３を含有するＡｌめっき層１２がある（左端の図）。焼鈍すると、合金層１１とアルミめっき層１２の界面にＡｌＮ１４が生成し始める（左から２番目の図）。そして合金層１１とＡｌめっき層１２の界面にＡｌＮ１４が成長する（左から３番目の図）。焼鈍での保定を続けると、ＡｌＮ１４が成長し、Ａｌめっき層が薄くなり、部分的に剥離する（左から４番目の図）。これが、剥離部３を形成しているものと考えられる。ＡｌＮ１４の成長が更に進むと、Ａｌめっき層１３の局部的剥離が進行し、ＡｌＮ層１４の凹凸が粉状になって見えるものと考えられる（右端の図）。これが、粉状物付着部４である。
【００３１】
この現象は大気中の窒素とめっき層のＡｌが反応してＡｌＮが生成することが原因と判断される。端部は大気中の酸素の影響でＡｌＮが生成し難くなっているが、コイル状態では巾方向の中心部まで酸素が影響しないものと考えられる。なおＮは雰囲気の窒素に由来するが、ＡｌＮはＡｌ−Ｓｉめっきと合金層の界面から生成を始める。これは窒素はＡｌ−Ｓｉを透過し、合金層がＡｌＮ生成に何らかの触媒作用を有しているためと推定している。
【００３２】
コイル状になっていると、Ａｌめっき層１３中の窒素（Ｎ）が外方拡散できないため、鋼板の幅方向中心になるに従い、Ａｌめっき層の剥離が進むものと推察する。理想的には、図１（ｃ）にあるように、基材となる鋼板１０のＡｌめっき層１２が全てＡｌ−Ｆｅ合金層１１となることである。図１（ａ）の鋼板外縁部の健全部２は、こうした合金化が十分進んだ部分であることも確認した。
【００３３】
かかる知見に従い、窒素を含有しない水素中で、同じ温度、時間条件で焼鈍したが、水素中でも合金化が抑制され合金化しないＡｌの剥離が認められた。この原因は現段階不明であるが、アルミ水素化合物が生成して合金化を阻害した可能性がある。従って大気、窒素、水素いずれの雰囲気でも、コイル状での焼鈍により、鋼板表面にめっき剥離あるいは粉状物付着またはその両方が発生し、健全な合金化は不可能である。大気中でオープンコイル焼鈍のようなことをすれば合金化は可能と思われるが、専用の設備が必要で非常に高価なプロセスとなり、現実的でない。
【００３４】
本発明において重要な点は、このような現象を起こさずに焼鈍可能な条件を選定したことである。鍵となる因子は焼鈍時の保定温度で、５５０℃程度で焼鈍した際にはＡｌＮが生成するが、６００℃で焼鈍するとＡｌＮ生成を抑制できることを見出した。一方この温度域はＡｌの融点以上であるため溶融したＡｌが融着する懸念があるが、７５０℃以下では融着も起こらず、健全な合金層とすることが可能である。このときＡｌはＮあるいはＦｅと反応物を形成し、ＡｌＮ生成とＡｌとＦｅの合金化反応が競争するが、６００℃未満ではＡｌＮが優先的に生成し、６００℃以上ではＡｌとＦｅの合金化反応が優先していると解釈できる。
【００３５】
この温度域で焼鈍することは脱水素処理という意味でも重要である。温度が高すぎると鋼中の水素の固溶限が上昇し、脱水素効果が小さく、また温度が低すぎると水素の系外への拡散が十分に進まない。６００〜７００℃で焼鈍することでＡｌめっき工程中に吸蔵した水素は放出され、遅れ破壊に寄与する拡散性水素量は極めて小さくなる。６００℃以上のめっき層が溶融する温度で加熱することで水素の拡散は促進されるものと考えている。
【００３６】
以上の知見に基づき、推奨される条件は６００〜７５０℃で、大気雰囲気での加熱焼鈍が望ましい。温度を６００℃以上とすることでＡｌＮ生成は抑制されるため、雰囲気は必ずしも大気である必要は無く、窒素雰囲気でも可能であるが、この温度であってもＡｌＮは表面に若干量生成されうるため大気雰囲気が望ましい。窒素雰囲気であっても露点を−１０℃以上にすることが望ましい。
【００３７】
［本発明に係る生産性と遅れ破壊特性に優れたホットプレス方法の構成］
（Ａｌめっき材の一般的な合金層の構造について）
図２を参照しながら、Ａｌめっき鋼板を加熱することにより得られる一般的な合金層の構造について説明する。なお、図２は、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の構造の一般的な例を示す光学顕微鏡写真である。
ホットプレス前のＡｌめっき鋼板のめっき層は、表層よりＡｌ−Ｓｉ層及びＡｌＦｅＳｉ合金層から成る。このめっき層は、ホットプレス工程で９００℃程度に加熱されることでＡｌ−Ｓｉと鋼板中Ｆｅとの相互拡散が起こり、全体がＡｌ−Ｆｅ化合物へ変化する。このとき、Ａｌ−Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する相も生成する。
【００３８】
ここで、図２に示すように、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後のＡｌ−Ｆｅ合金層は、一般に５層構造となることが多い。これら５層を図２では、めっき鋼板表面から順に、１層〜５層で表している。第１層中のＡｌ濃度は約５０質量％、第２層中のＡｌ濃度は約３０質量％、第３層中のＡｌ濃度は約５０質量％、第４層中のＡｌ濃度は１５〜３０質量％、第５層中のＡｌ濃度は１〜１５質量％の組成となっている。残部はＦｅ及びＳｉである。第４層と第５層の界面付近にボイドの生成が観察されることもある。このような合金層の耐食性はＡｌ含有量にほぼ依存し、Ａｌ含有量が高いほど耐食性に優れる。従って、第１層、第３層が最も耐食性に優れている。なお、第５層の下部の組織は鋼素地であり、マルテンサイトを主体とする焼入組織となっている。
【００３９】
図３に、Ａｌ−Ｆｅの二元系状態図を示す。この図３を参照すれば、第１層、第３層はＦｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ２を主成分とし、第４層、第５層はそれぞれＦｅＡｌ、αＦｅに対応するものと判断できる。また、第２層はＡｌ−Ｆｅ二元系状態図から説明できないＳｉを含有する層でその詳細な組成は明らかではない。本発明者らは、ＦｅＡｌ２とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物が微細に混じりあったようなものであると推定している。
【００４０】
（本発明の生産性と遅れ破壊特性に優れたホットプレス方法に用いるめっき鋼板の合金層構造について）
次に、本発明に係るボックス焼鈍炉内で合金化させたホットプレス用めっき鋼板を、通電加熱法を用いて５０℃／秒で９００℃まで昇温した後、直ちに金型焼入れした試料の合金層（以下、「被覆層」と称する。）の構造について説明する。
【００４１】
典型的な加熱後の状態として、ボックス焼鈍後、３０℃／秒で９００℃まで加熱したときの、被覆層の状態を図４に示す。図４に示すように５層構造は示さない。Ａｌ濃度が４０質量％〜７０％質量％であるＡｌ−Ｆｅ合金層の部分が断面の面積率で６０％以上を占めるようになっている。これは、ボックス焼鈍が比較的低温であることと、その後急速加熱をしたために、ＦｅのＡｌめっき層への拡散量が少ないためと推察する。
【００４２】
その結果として、従来よりも塗装後耐食性が向上する効果が認められる。従来の合金層、すなわち図２のような５層構造の場合、最表面層の電位が最も低いために優先腐食しやすい。このとき塗膜膨れの幅は最表面層の腐食量と対応する。このとき比較的腐食量が少なくても腐食が最表面層のみとなるため、腐食する面積としては大きくなりやすい。つまり塗膜膨れとしては比較的起こりやすい。これに対して今回の合金層、すなわち図４のような構造の場合には明確な層構造を示していないため、腐食は合金層全体に進むことが想定される。このときには５層構造と同じ腐食量とすると、板厚方向に進行する分、鋼板の表面方向（幅方向及び長さ方向）には進行し難くなる。従って、塗膜膨れ幅は小さくなる。
以下、上述したようなホットプレス用めっき鋼板の製造に用いられるＡｌめっき鋼板の構成について詳細に説明する。
【００４３】
（鋼板について）
ホットプレスが金型によるプレスと焼入を同時に行うものであることから、本発明に係る急速加熱ホットプレス用めっき鋼板としては、焼入されやすい成分である必要がある。具体的には、鋼板中の鋼成分として、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更にＴｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．４％の１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００４４】
Ｃ量については、焼入性の向上という観点から０．１％以上であることが好ましく、また、Ｃ量が多過ぎると鋼板の靭性の低下が著しくなるため、０．４質量％以下であることが好ましい。
【００４５】
Ｓｉを０．６％超添加するとＡｌめっき性が低下し、０．０１％未満とすると疲労特性が劣るため好ましくない。
【００４６】
Ｍｎは焼入性に寄与する元素で０．５％以上の添加が有効であるが、焼入後の靭性の低下という観点からは３％を超えることは好ましくない。
【００４７】
Ｔｉはアルミめっき後の耐熱性を向上させる元素で０．０１％以上の添加が有効であるが、過剰に添加するとＣやＮと反応して鋼板強度を低下させてしまうため、０．１％を超えることは好ましくない。
【００４８】
Ｂは焼入性に寄与する元素で０．０００１％以上の添加が有効であるが、熱間での割れの懸念があるため、０．０１％を超えることは好ましくない。
【００４９】
Ｃｒは強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られ難い。０．４％超含有しても、この温度域での焼鈍では効果が飽和する。従って、０．４％を上限とする。
【００５０】
Ｐは過剰に添加すると鋼板の脆性を引き起こすため、０．０５％以下が好ましい。しかし、精錬過程での除去が難しく、経済的な観点から下限濃度を０．００５％とすることが合理的である。
【００５１】
ＳはＭｎＳとして鋼中の介在物になり、ＭｎＳが多いと破壊の起点となり、延性、靭性を阻害するため０．０２％以下が好ましい。Ｐと同様に精錬過程の経済的観点から下限濃度を０．００５％とした。
【００５２】
Ａｌはめっき性阻害元素であるため、０．１％以下が好ましい。ＰやＳと同様に精錬過程の経済的観点から下限濃度を０．００５％とした。
【００５３】
また鋼板中の成分として、他にＮ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｓｎ、Ｓｂ等が含有されうる。通常は質量％で、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．０５％以下である。
【００５４】
（Ａｌめっきについて）
本発明に係る鋼板へのＡｌめっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等が適用可能である。現在工業的に最も普及しているのは溶融めっき法であり、通常、めっき浴として、Ａｌに３質量％〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用する。これに不可避的不純物のＦｅ等が混入している。これ以外の添加元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ミッシュメタル等があり得る。Ｚｎ、Ｍｇの添加は赤錆を発生し難くするという意味で有効であるが、蒸気圧の高いこれら元素の過剰な添加はＺｎ、Ｍｇのヒューム発生、表面へのＺｎ、Ｍｇ起因の粉体状物質の生成等の問題がある。そのため、Ｚｎ：６０質量％以上、Ｍｇ：１０質量％以上の添加は好ましくない。
【００５５】
また、本発明において、Ａｌめっきのめっき前処理、後処理等については特に限定するものではない。めっき前処理としてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｆｅプレめっき等も適用可能である。また、めっき後処理として、一次防錆、潤滑性を目的とした後処理皮膜を施してもよい。このときクロメートではない皮膜であることが望ましく、まためっき後に加熱されるため、厚い樹脂系被服は望ましくない。ホットプレス時の潤滑性を向上させるためにＺｎＯを含有する処理が有効で、このような処理をすることも可能である。
【００５６】
Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みは１０〜４５μｍが好ましい。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが１０μｍ以上であれば、ホットプレスでの加熱工程後に、十分な塗装後耐食性を確保できる。厚みが大きいほど耐食性上は優位に働くが、一方、Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が大きいほど、加熱工程により生成された被覆層が加工時に欠落し易くなるため、被覆層の厚みは４５μｍ以下であることが好ましい。なおＡｌめっきの付着量が片面当たり１００ｇ／ｍ２を超えた場合は上述したようにＦｅ−Ａｌ合金化を行っても、プレス時にめっき層が剥離して金型への凝着することを防止できず、プレス品に押込み疵を生じるので避ける必要がある。
【００５７】
また表面の色調としてＪＩＳ−Ｚ８７２９に定めるＬ＊値を計測し、Ｌ＊値が１０〜６０であることが好ましい。これは表面まで合金化した結果として明度が低下するものである。明度が低下し、黒化した表面は特に輻射加熱に適し、近赤外線加熱で５０℃／秒以上の昇温速度を得ることができる。Ｌ＊値が６０超は、未合金のＡｌが表面に残存することを意味し、輻射加熱での加熱速度が低下するために好ましくない。Ｌ＊値は、どんな合金化条件としても１０以下にならないことから、１０を下限値とした。
【００５８】
［本発明に用いるホットプレス用めっき鋼板の製造方法］
本発明に係るホットプレス用めっき鋼板は、鋼成分として、上述した成分の鋼に付着量が３０〜１００ｇ／ｍ２以下となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を合金化処理することで製造される。この合金化処理により、Ａｌめっき層が母材中のＦｅと合金化して、Ａｌ−Ｆｅ合金層となる。
【００５９】
また、上記合金化処理は、Ａｌめっき後に、Ａｌめっき層を合金化するものであり、Ａｌめっき後にボックス炉内でコイル焼鈍（ボックス焼鈍）する方法が好ましい。合金化処理を行う場合には、焼鈍条件、すなわち、昇温速度、最高到達板温、冷却速度等の諸条件を調整することにより、Ａｌめっき層の厚みを制御することができる。
【００６０】
このときの条件としては、その保定時間、温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示した時に、（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点を頂点とする５角形の各辺を含む内部領域にある保定時間及び焼鈍温度の組み合わせで焼鈍することが望ましい。この条件を図５に示す。
【００６１】
これらの設定理由は以下である。まず温度下限６００℃は前述したようにＡｌＮを生成させずにＡｌめっきを合金化させるのに必須の条件である。Ａｌめっきを焼鈍した際にめっき中のＡｌは鋼板のＦｅ、大気中のＮと反応することができ、これは競争反応である。６００℃未満の温度においてはＡｌＮの生成が主となり、結果としてＡｌとＦｅとの反応が抑制される。しかし６００℃以上ではＡｌ−Ｆｅ反応が優勢となり、ＡｌＮ生成は抑制される。これはそれぞれの反応の温度依存性が異なることからそうなるものと解釈できる。
【００６２】
また温度上限は７５０℃であり、これはコイルで焼鈍した際のＡｌ同士の融着を抑制するために必要である。すなわち、７５０℃超の高温で溶融したＡｌ同士が接触すると容易に接合してしまい、コイルを展開することが困難となる。７５０℃以下の焼鈍温度とすることで融着を抑制でき、合金化されたコイルを得ることができる。またこのボックス焼鈍中に鋼中水素を低下させるためには７５０℃以下とする必要がある。
【００６３】
次に時間については１時間が下限となる。これはボックス焼鈍において、１時間以下の保定時間では安定した焼鈍ができないためである。
（６００℃、５時間）、（６３０℃、１時間）を結ぶ線はほぼ表面まで合金化する条件に対応する。
（６００℃、２００時間）、（７５０℃、４時間）を結ぶ線はほぼ良好な塗装後耐食性を得られる線に対応する。
【００６４】
図５において右上に行くほど高温、長時間保定となり合金化が進行することを意味する。合金化程度として表面まで合金化しないと輻射加熱における昇温速度が低下し、また通電加熱等で垂れが発生する。また合金化しすぎると表面のＡｌ濃度が低下し、塗装後耐食性が低下する傾向にある。現行の耐食材料であるＧＡ（溶融亜鉛合金化めっき鋼板）と同等の塗装後耐食性を確保するためには（６００℃、２００時間）、（７５０℃、４時間）を結ぶ線よりも左側（低温、短時間側）で焼鈍することが望ましい。
なお、ボックス焼鈍条件はめっき付着量も影響し、めっき付着量が少ないと低温でも表面まで合金化可能であるが、付着量が多いと高温あるいは長時間の条件が必要となる。
【００６５】
（ホットプレス方法について）
なお、上述したようにして得られたＡｌめっき鋼板は、その後のホットプレス工程において平均の昇温速度４０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱されることが望ましい。従来の電気炉内で加熱した場合の平均昇温速度は４〜５℃／秒である。本発明は生産性と遅れ破壊特性に優れたホットプレス方法を提供するものであるので、平均の昇温速度を４０℃／秒以上とすることで昇温するまでの時間が２０秒以下と従来の１／５以下に低減できる。加えて、７００℃以上の時間を極力短くすることでこの間の鋼板への水素吸蔵を抑制することができる。この際の加熱方式については特に限定しない。輻射加熱による場合、１３００℃程度の高温の炉で急速に昇温させた後に９００℃程度の炉にブランクを移動させることで急速加熱が可能であるし、合金化して表面の放射率が高いため近赤外線方式の加熱方式を使用することで５０℃／秒程度の昇温速度が可能である。
【００６６】
また７０℃／秒〜１００℃／秒程度の更なる高昇温速度のためには通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することがより好ましい。昇温速度の上限は特に規定しないが、上記の通電加熱や高周波誘導加熱等の加熱方式を使用する場合には、その装置の性能上、３００℃／秒程度が上限となる。
【００６７】
７００℃以上にさらされる時間を２０秒以下とすることは、ホットプレスにおいてオーステナイト域に加熱する際の水素吸蔵を最小限にするために重要である。ボックス焼鈍で除去した水素を再度取り込まないように極力時間を短くすることが望ましい。ここで７００℃以上の時間を規定するのはホットプレス用の鋼成分においてはほぼこの温度がＡｃ１変態点に相当し、オーステナイト域で水素吸蔵が活発になるためである。
また、この加熱工程において、最高到達板温を８５０℃以上とすることが好ましい。最高到達板温をこの温度とするのは、鋼板をオーステナイト域まで加熱するためである。
【００６８】
ホットプレス後の鋼板は、溶接、化成処理、電着塗装等を経て最終製品となる。通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は１〜３０μｍ程度である。電着塗装の後に中塗り、上塗り等の塗装が施されることもある。
【実施例１】
【００６９】
以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。
通常の熱延工程及び冷延工程を経た、表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）を材料として、溶融Ａｌめっきを行った。溶融Ａｌめっきは無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を片面２０〜１００ｇ／ｍ２まで調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成としてはＡｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅであった。浴中のＦｅは、浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものである。めっき外観は不めっき等がなく良好であった。【００７０】
次に、この鋼板をコイル状態でボックス焼鈍した。ボックス焼鈍条件は大気雰囲気、５４０〜７８０℃、１〜１００時間とした。焼鈍後、コイル状のＡｌめっき鋼板からブランク材（プレス加工用にコイル状鋼板から必要なサイズに切り出した鋼板）を切り出し、試料とした。【００７１】
こうして作成した試料の特性を評価した。ホットプレス相当条件の加熱として、大気中で２００×２００ｍｍ大の試験片を９００℃以上に加熱し、約７００℃の温度まで大気中で冷却して、その後、厚さ５０ｍｍの金型間で圧着することで急冷した。このときの金型間での冷却速度は約１５０℃／秒であった。なお、加熱速度の影響を見るために加熱方法としては、通電加熱、近赤外線加熱、高周波加熱という３種類の方法を使用した。このときの昇温速度は、通電加熱で約６０℃／秒、近赤外線加熱で約４５℃／秒、電気炉輻射加熱で約５℃／秒であった。【００７２】
【表１】
2010005121.tif 000003
【００７３】
これらの試料の塗装後耐食性を評価した。また、加熱した後の鋼板について、垂れによるめっきの厚みの不均一性を評価するため、加熱前後の板厚変化を測定した。
塗装後耐食性の評価は次の方法で行った。まず、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５Ｔで化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ  Ｍ６１０−９２）を１８０サイクル（６０日）行ない、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。このときＧＡ（付着量片面４５ｇ／ｍ２）の膨れ幅は５ｍｍであった。従って、膨れ幅が５ｍｍ以下であれば、塗装後耐食性は良好と判断した。表２の塗装後耐食性欄には、この膨れ幅値を記載した。表２中に−を記載している部分は、垂れが発生し、めっきが局部的となったため耐食性評価ができなかったものを示す。【００７４】
遅れ破壊特性の評価は次の方法とした。焼入後、常温にて油圧プレスで径１０ｍｍのピアス穴を空けた。このときのクリアランスは１０％とした。ピアス後７日間放置し、その後電子顕微鏡で観察することでピアス部の割れ有無を判定した。割れが発生したものを×、発生しないものを○とした。【００７５】
合金化については、表面まで合金化したものを○、合金化しなかったもの（未合金化）を×にした。一部合金化したものの、一部に剥離や粉状物付着が確認されたものを×（一部）として記載した。また、合金化したものの、溶着してしまい、コイル状態から展開不可能となったものを○（溶着）と記載した。
表２に、加熱条件と組織並びに特性評価結果をまとめた。【００７６】
【表２】
2010005121.tif 000004
【００７７】
付着量が低すぎると、垂れは発生しないが、十分な塗装後耐食性が得られなかった（番号１）。ボックス焼鈍の条件が表面まで合金化まで至らないと（番号１７、２６）、表面のＬ＊値が高く、Ａｌが残存していることを示していた。このときには垂れが発生し、局部的に板厚が０．２ｍｍ程度厚くなり、耐食性評価ができなかった。またボックス焼鈍での温度が高すぎると、コイルが融着してしまい（番号１４、３４）、一方温度が低すぎると先述したＡｌＮの生成が起こり、表面のめっきが剥離や、粉状物が付着（番号６、７、８、９、１０、３２）が確認された。保定時間が長すぎるような条件（番号１５，１６、３０）ではボックス焼鈍で合金化が進行しすぎて塗装後耐食性の低下が認められた。番号１８〜２０は高温での保定時間を増大させた場合であるが、７００℃以上に曝される時間を２０秒以上とすると、この間に水素吸蔵が起こったと思われ、ピアス部に遅れ破壊が認められた。また、ボックス焼鈍を施していない場合（番号２１）は、垂れが発生し、遅れ破壊も発生した。一方、付着量に見合った条件で加熱した水準においては合金化が表面まで進行し、塗装後耐食性は良好で、板厚変化も認められなかった。
【実施例２】
【００７８】
第３表に示した様々な鋼成分を持つ冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）に実施例１と同じ要領で溶融Ａｌめっきを施した。めっき付着量は片面６０ｇ／ｍ２とした。これらのＡｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍を用いて６２０℃で８時間加熱した。
次に通電加熱により平均の昇温速度６０℃／秒，到達温度９００℃で加熱し、その後金型焼入した。焼入後の硬度（ビッカース硬度、荷重１０ｋｇ）を測定した結果も第３表に示している。鋼中Ｃ量が低いと焼入後の硬度が低下するため、Ｃ量として０．１０質量％以上であることが好ましいことがわかる。なおこのときには、全ての試験片で垂れは起こっていなかった。【００７９】
【表３】
2010005121.tif 000005
【実施例３】
【００８０】
第１表の鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．６ｍｍ）を用いて実施例１と同様の方法で片面８０ｇ／ｍ２のＡｌめっきを施した。その後ＺｎＯ微粒子懸濁液（シーアイ化成（株）社製ｎａｎｏｔｅｋｓｌｕｒｒｙ）に水溶性のアクリル樹脂をＺｎＯに対して重量比で２０％添加した液をＺｎとして１ｇ／ｍ２となるように塗布し、８０℃で乾燥させた。この材料を用いて６３０℃、保定７時間のボックス焼鈍条件で焼鈍し、表面まで合金化させた。このときＬ＊値は５２であった。【００８１】
この試料を用いて通電加熱法で９００℃まで昇温し、保定時間はとらずに金型で急冷した。このときの平均昇温速度は６０℃／秒であった。こうして製造した材料の塗装後耐食性を実施例１と同様の方法で評価したところ、膨れ幅は１ｍｍであった。この条件とほぼ同様の条件が第２表の番号４に相当するが、これと比較しても極めて優れた耐食性を示した。このことからＡｌめっき表面にＺｎＯを含有する処理を施すことで塗装後耐食性の更なる向上が図れると考えられた。
【実施例４】
【００８２】
表２の番号１１の条件で合金化させたコイルから、２００×５００ｍｍのブランクを切り出し、通電加熱法で長手方向の両端に電極を圧着して加熱した。このときの条件も表２の番号１１と同一である。この試料の電極と接触した部位を切出し、断面硬度を測定したところＨｖ２２０で、焼き入れされていなかった。この部位の塗装後耐食性を実施例１に示した方法で評価したところ、膨れ幅は２ｍｍと極めて良好であった。スポット溶接性もクロム銅製ＤＲ電極（先端径６ｍｍ）、加圧力４００ｋｇｆ、電流７ｋＡで５００点ずつ溶接し、断面検鏡でナゲット径の変化を確認した。ナゲット径が４．４ｍｍ以下になるまでの打点数を評価したところ、５０００点以上であった。【００８３】
次に表２の番号２１、つまり焼鈍していないＡｌめっき鋼板を用いて同様の条件で通電加熱し、電極に接触した部位の塗装後耐食性とスポット溶接性を評価した。その結果、膨れ幅は２１ｍｍ、打点数は１０００点以下であった。【００８４】
この結果より、急速加熱した際の電極接触部の特性は合金化されることで大幅に向上することが確認された。【００８５】
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明はかかる例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【産業上の利用可能性】
【００８６】
本発明は、以上述べたとおり、Ａｌめっき鋼板をホットプレスに適用するにあたり、従来から問題となっていたＡｌ−Ｆｅ合金化が不十分なためのＡｌ溶融問題（垂れ問題）と、コイル状での焼鈍時に発生する鋼板表面異常を解決するものである。さらに、Ａｌめっき鋼板のホットプレス適用上の問題となっていた残存水素による遅れ破壊問題についても、本発明により吸蔵水素の除外効果があり、この問題も解決する。【００８７】
従って、本発明は、Ａｌめっき鋼板のホットプレスへの適用可能性を高め、鋼板製造だけでなく、自動車材料を始めとした広く産業機械分野への適用が見込まれ、技術の発展に貢献するものと確信する。
【符号の説明】
【００８８】
１    Ａｌめっき鋼板
２    ボックス焼鈍後の健全部（合金化部分）
３    ボックス焼鈍後の表面異常部（剥離部）
４    ボックス焼鈍後の表面異常部（粉状物付着部）
１０  Ａｌめっき鋼板の基材となる鋼板
１１  Ａｌ−Ｆｅ合金層
１２  Ａｌめっき層（Ａｌ−Ｓｉめっき層）
１３  Ｓｉ
１４  ＡｌＮ
【図１（ｂ）】
2010005121.tif 000006
【図１（ｃ）】
2010005121.tif 000007
【図３】
2010005121.tif 000008
【図５】
2010005121.tif 000009
【図１（ａ）】
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【図２】
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【図４】
2010005121.tif 000012
【国際調査報告】
2010005121.tif 000013
2010005121.tif 000014
2010005121.tif 000015