(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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鋼板を設ける工程と、
前記鋼板を５５０〜８５０℃の温度に加熱した後、６４０〜６８０℃に維持し、その組成成分が、重量％で、Ｓｉ：１〜１１％、Ｆｅ：３％未満、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含んで組成される溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して溶融アルミニウムめっき処理を行う工程と、
前記溶融アルミニウムめっき鋼板を９００〜９９０℃の温度に加熱した後、１０〜３０分間維持することで、その表面の溶融アルミニウムめっき層をＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層として製造する工程と、
前記単一の軟質拡散層を有する溶融アルミニウムめっき鋼板を熱間成形するとともに、３００℃以下の温度範囲まで急冷することによりＨＰＦ成形品を製造する工程
とを含み、
前記拡散層は、自体重量％で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌのうち１種又は２種以上を１．０〜５．０％の量で含むことを特徴とする、ＨＰＦ成形部材の製造方法。
【請求項２】
前記単一の軟質拡散層は、その硬度が３００〜６００（Ｈｖ）であることを特徴とする、請求項１に記載のＨＰＦ成形部材の製造方法。
【請求項３】
前記拡散層は、その厚さが２〜４０μｍの範囲にあることを特徴とする、請求項２に記載のＨＰＦ成形部材の製造方法。
【請求項４】
前記拡散層は、その厚さが２〜１０μｍの範囲にあることを特徴とする、請求項３に記載のＨＰＦ成形部材の製造方法。
【請求項５】
前記拡散層は、自体重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を０．２〜１．０％の量で含むことを特徴とする、請求項２に記載のＨＰＦ成形部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材の製造に関するものであり、より詳細には、その表面に溶融アルミニウムめっき層を有する溶融アルミニウムめっき鋼板を熱処理する際に、その熱処理条件を制御することにより形成される単一の軟質拡散層のみによって実現される、耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の乗客保護のための各種安全法規が強化されており、また、地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして、自動車に使用される部材の強度向上及び軽量化が重要な課題として注目されている。
【０００３】
したがって、そのために、鋼板を所定の温度（例えば、オーステナイト相となる温度）
に加熱して強度を下げた後、鋼板に比べて低温（例えば、室温）の金型で成形することで、形状の付与とともに、両者の温度差を用いた急冷熱処理（焼入れ）を行って、成形後の強度を確保するという熱間プレス成形法が部品の製造に採用されている。尚、このような熱間プレス成形法は、ホットプレス法の他、ホットフォーミング法、ホットスタンピング法、ホットスタンプ法、ダイクエンチ法等、様々な名称で呼ばれている。
【０００４】
このように、金型を用いて熱間プレス成形（例えば、熱間深絞り加工）する際には、鋼板を（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）の二相域温度又はＡｃ３変態点以上の単相域温度に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にある鋼板をダイとブランクホルダーとの間に挟んだ状態で、パンチによってダイの穴内に鋼板を押し込み、鋼板の外径を縮めつつパンチの外形に対応した形状に成形する。また、成形と並行してパンチ及びダイを冷却することで、鋼板から金型及びダイへの抜熱を行うと共に、成形下死点でさらに維持冷却することによって素材の焼入れを行う。こうした成形法を行うことで、寸法精度の良い１５００ＭＰａ級の成形品を得ることができ、しかも、冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合と比較して、成形荷重を低減できることから、プレス機の容量が小さくて済むようになる。
【０００５】
上記熱間プレス成形方法は、通常１０００ＭＰａ以上の超高強度の製品を得ることができるだけでなく、製品の寸法や精度にも非常に優れた成形法として注目されている。そして、その基本となる素材は、欧州ＥＮ規格である２２ＭｎＢ５、即ち、０．２２％Ｃ−１．２％Ｍｎ−５０ｐｐｍ以下Ｂの成分系を基本として、ＴｉとＣｒを共通に添加する成分系を有する熱処理鋼に該当し、アルミニウムの他にも９〜１０重量％のＳｉ及び２．０〜３．５重量％の鉄（Ｆｅ）が含有されたアルミニウム合金で溶融めっきを行うことを特徴としている。
【０００６】
ところが、このようなアルミニウム合金溶融めっき鋼板を熱間プレス成形すると、一般的に、めっき層は多数の金属間化合物層に変化し、めっき層の厚さも増加する。例えば、鉄から表面方向にＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ２、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３等のＦｅＡｌ系酸化物からなる多数の金属間化合物層が形成されるものである。これらの金属間化合物は、拡散層と合金層とに大別されて構成される。拡散層は軟質で、合金層は硬質であるため、熱間プレス成形加工時に拡散層と合金層の界面に破断が起こる。これにより、めっき層は、剥離されて微細なパウダー状に金型に積もり、場合によっては、金型にくっついて成形部材の寸法の変動、表面デント（ｄｅｎｔ）の誘発、金型の修正、切削加工等の様々な原因をもたらし、追加の費用を負担しなければならないという問題がある。
【０００７】
したがって、アルミニウムめっき鋼板を採用して自動車等に使用する場合に、このような熱間プレス成形後のめっき層のクラック発生及び剥離を抑制することができる方法に対する要求が継続して存在する。
【０００８】
具体的には、特許文献１には、熱延鋼板又は冷延鋼板をアルミニウムめっき鋼板に製造する際、めっき浴の条件を最適化し、また、熱間プレス成形品を製造する段階において、その製造工程を制御［加熱温度及び加熱時間を従来のアルミニウムめっき鋼板に比べて低い加熱温度及び短い維持時間に制御］することで、クラックの伝播を防ぐ（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）合金相層を増加させ、クラック発生の原因を提供するＦｅ２Ａｌ５層を相対的に減少させてクラックの伝播を抑制する熱間プレス成形品、及びこれらの製造方法が開示されている。しかし、上記公報で提示されている技術では、形成された合金相（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）のクラック阻止力が足りず、クラック発生合金相（Ｆｅ２Ａｌ５）層が存在する限り、合金層の剥離は避けられないという限界があった。即ち、微細なパウダー状の剥離は依然として発生し、金型付着の原因、表面デントの誘発等の問題を引き起こしていた。
【０００９】
したがって、上述したような問題を克服して、優れたプレス成形性を有するＨＰＦ成形部材の開発ニーズがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】大韓民国公開特許２０１０−００８２５３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、上述した従来技術の問題を解決するためのもので、その表面に溶融アルミニウムめっき層を有する溶融アルミニウムめっき鋼板を熱処理する際に、その熱処理条件を制御して単一の軟質拡散層のみを形成することで、耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材を提供する。
【００１２】
また、本発明は、上記ＨＰＦ成形部材を製造する方法を提供する。
【００１３】
しかしながら、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。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
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み、上記めっき層は、Ａｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層のみで構成され、且つ、該拡散層は、その硬度が３００〜６００（Ｈｖ）であることを特徴とする、耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材に関するものである。
【００１５】
上記素地鋼板は、冷延鋼板又は熱延鋼板であることができる。
【００１６】
上記拡散層は、その厚さが２〜４０μｍの範囲にあることが好ましく、より好ましくは２〜１０μｍの範囲である。
【００１７】
上記拡散層は、自体重量％で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌのうち１種又は２種以上を１．０〜５．０％の量で含むことが好ましい。
【００１８】
上記拡散層は、自体重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を０．２〜１．０％の量で含むことが好ましい。
【００１９】
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。
【００２０】
また、上記の素地鋼板は、Ｎｂ、Ｚｒ又は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。
【００２１】
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。
【００２２】
さらに、上記素地鋼板は、Ｓｂ、Ｓｎ又はＢｉのうち１種以上を０．０３％以下さらに含むことが好ましい。
【００２３】
また、本発明は、上記のような鋼組成成分を有する鋼板を設ける工程と、上記鋼板を５５０〜８５０℃の温度に加熱した後、６４０〜６８０℃に維持し、その組成成分が、重量％で、Ｓｉ：１〜１１％、Ｆｅ：３％未満、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含んで組成される溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して溶融アルミニウムめっき処理を行う工程と、上記溶融アルミニウムめっき鋼板を９００〜９９０℃の温度に加熱した後、１０〜３０分間維持することで、その表面の溶融アルミニウムめっき層をＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層として製造する工程と、上記単一の軟質拡散層を有する溶融アルミニウムめっき鋼板を熱間成形するとともに、３００℃以下の温度範囲まで急冷することによりＨＰＦ成形品を製造する工程と、を含む、耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法に関するものである。
【００２４】
上記めっき層は、Ａｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層のみで構成され、且つ、該拡散層は、その硬度が３００〜６００（Ｈｖ）であることが好ましい。
【００２５】
上記素地鋼板は、冷延鋼板又は熱延鋼板であることができる。
【００２６】
上記拡散層は、その厚さが２〜４０μｍの範囲にあることが好ましく、より好ましくは２〜１０μｍの範囲である。
【００２７】
上記拡散層は、自体重量％で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌのうち１種又は２種以上を１．０〜５．０％の量で含むことが好ましい。
【００２８】
上記拡散層は、自体重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を０．２〜１．０％の量で含むことが好ましい。
【発明の効果】
【００２９】
上述したような構成の本発明は、ＨＰＦ工程の熱処理の後、溶融アルミニウムめっき層を、軟質のＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の拡散層のみで構成されるようにすることで、熱間成形後に、耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材を効果的に提供できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】図１は、本実験の比較例２による通常のめっき鋼板のめっき層を示す縦断面組織写真である。
【図２】図２は、図１における耐剥離性の評価結果を示す写真である。
【図３】図３は、本発明の一参考例（参考例１）によるＨＰＦ成形後の鋼板めっき層の縦断面写真である。
【図４】図４は、図３における耐剥離性の評価結果を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下、本発明を説明する。
【００３２】
先ず、本発明の耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材について説明する。本発明のＨＰＦ成形部材は、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構造であり、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ている。その具体的な鋼組成成分及びその制限理由は以下の通りである。
【００３３】
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％未満であると、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することがある。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。
【００３４】
Ｓｉ：０．１〜０．５％
上記Ｓｉは、鋼の加工硬化能を高め、ＨＰＦ後の鋼材の材質均一化に効果的である。Ｓｉの含有量が０．１％未満であると、加工硬化能及び材質均一化、及びめっき層への拡散に十分な効果が得られず、０．５％を超えると、添加による効果を期待できず、コストの上昇をもたらすことがある。これを考慮して、本発明では、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。
【００３５】
Ｍｎ：０．９〜１．５％
上記Ｍｎは、Ｃｒ、Ｂ等と同様に、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％未満であると、十分な硬化能を確保し難くベイナイトが生成されることがあるため、十分な強度を確保することが困難である。また、その含有量が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、ＨＰＦ成形部材の曲げ特性を著しく低下させることがある。これを考慮して、本発明では、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。
【００３６】
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、できるだけ少量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、成形部材の曲げ特性、衝撃特性、及び溶接性等が劣化するため、その上限を０．０３％に制限することが好ましい。
【００３７】
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、成形部材の曲げ特性及び溶接性を阻害する元素であるため、できるだけ少量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、成形部材の曲げ特性及び溶接性等が悪くなるため、その上限を０．０１％に制限することが好ましい。
【００３８】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
上記Ａｌは、Ｓｉと同様に、製鋼において脱酸作用を目的に添加される。この目的を達成するために、Ａｌは０．０１％以上が添加される必要があり、その含有量が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。
【００３９】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
上記Ｃｒは、Ｍｎ、Ｂ等と同様に、鋼の硬化能を確保するために添加される。上記Ｃｒの含有量が０．０５％未満であると、十分な硬化能を確保することが困難であり、その含有量が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。
【００４０】
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
上記Ｔｉは、鋼中に不純物として残存する窒素と結合して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。上記Ｔｉの含有量が０．０１％未満であると、その効果を十分に期待することが困難であり、その含有量が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。
【００４１】
Ｂ：０．００１〜０．００５％
上記Ｂは、Ｍｎと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り、その含有量が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。
【００４２】
Ｎ：０．００９％以下
上記Ｎは、鋼中に不純物として存在し、できるだけ少量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。
【００４３】
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。
【００４４】
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％未満であると、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。
【００４５】
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が困難であり、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、これらの元素の含有量を０．００１〜０．４％に制限することが好ましい。
【００４６】
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。若し、これらの成分の合計が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％で制御することが好ましい。
【００４７】
Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉのうち１種以上の合計：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り、このとき、１種以上の合計を０．０３％以下にすることが好ましい。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恐れがあるためである。
【００４８】
本発明のＨＰＦ成形部材は、さらに、上述した鋼組成成分を有する素地鋼板の表面に形成された溶融アルミニウムめっき層を有しており、上記めっき層は、熱処理後、Ａｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層のみで構成される。
【００４９】
一般的に、ＨＰＦにおいて、溶融アルミニウムめっき層は、合金化熱処理後に、軟質の拡散層及びＦｅ２Ａｌ５化合物とＦｅＡｌＳｉ化合物のような硬質の合金層からなることでよく知られている。しかし、上述したように、拡散層は軟質で、合金層は硬質であるため、熱間プレス成形加工時に拡散層と合金層の界面に破断が起こるようになり、めっき層が剥離するという問題が発生するようになる。
【００５０】
したがって、本発明では、このような溶融アルミニウムめっき層における剥離の問題を根本的に解決するために、熱処理温度を制御することで、上記めっき層を軟質層と硬質層との混合構成ではなく、Ａｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の拡散層のみで構成することを特徴とする。そして、このとき、上記拡散層は、その硬度が３００〜６００（Ｈｖ）の範囲であることができる。
【００５１】
また、本発明において、上記拡散層は、自体重量％で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌのうち１種又は２種以上を１．０〜５．０％の量で含むことが好ましい。
【００５２】
また、上記拡散層は、自体重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を０．２〜１．０％の量で含むことが好ましい。
【００５３】
さらに、本発明において、上記拡散層は、その厚さが２〜４０μｍの範囲にあることが好ましく、より好ましくは２〜１０μｍの範囲である。
【００５４】
次に、本発明の耐剥離性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法について説明する。
【００５５】
本発明のＨＰＦ成形部材の製造方法は、上記のような鋼組成成分を有する鋼板を設ける工程と、上記鋼板を５５０〜８５０℃の温度に加熱した後、６４０〜６８０℃に維持し、その組成成分が、重量％で、Ｓｉ：１〜１１％、Ｆｅ：３％未満、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含んで組成される溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して溶融アルミニウムめっき処理を行う工程と、上記溶融アルミニウムめっき鋼板を９００〜９９０℃の温度に加熱した後、１０〜３０分間維持することで、その表面の溶融アルミニウムめっき層をＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層として製造する工程と、上記単一の軟質拡散層を有する溶融アルミニウムめっき鋼板を熱間成形するとともに、３００℃以下の温度範囲まで急冷することによりＨＰＦ成形品を製造する工程と、を含む。
【００５６】
先ず、本発明では、上述したような組成成分を有する鋼板を設ける。本発明において、
上記鋼板は熱延鋼板であっても、冷延鋼板であってもよい。
【００５７】
続いて、本発明では、上記の鋼板を５５０〜８５０℃の温度に加熱した後、６４０〜６８０℃に維持し、その組成成分が、重量％で、Ｓｉ：１〜１１％、Ｆｅ：３％未満、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含んで組成される溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して溶融アルミニウムめっきを行う。
【００５８】
先ず、上記鋼板を焼鈍炉で５５０〜８５０℃に加熱する。鋼板を焼鈍する目的は、冷間圧延により硬質化した鋼板を加工しやすくするためのもので、最終物性を確保するための目的ではない。若し、焼鈍温度が５５０℃未満であると、硬質化した組織に加工することが困難であるため、切断加工又は成形加工の際に、寸法変動を引き起こすことがある。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、加熱設備の劣化及び熱エネルギーの無駄遣いが発生するため適さない。
【００５９】
また、上記加熱された鋼板は、溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して溶融アルミニウムめっき処理されるが、その際、そのめっき浴の温度を６４０〜６８０℃の範囲にすることが好ましい。めっき浴の温度は、溶融アルミニウムの相変態を考慮して設定されるもので、めっき中は溶融状態を維持し、溶融めっき後は凝固状態に素早く相変態することが好ましい。ところが、若し、上記溶融アルミニウムめっき浴の温度が６４０℃未満であると、ポート内でアルミニウムめっき浴が局部的に凝固し、鋼板にめっきされたアルミニウムめっき層が早期に凝固するため、めっきの品質が悪くなる恐れがある。一方、めっき浴の温度が６８０℃を超えると、めっき浴のポートが急速に浸食されるため適さない。
【００６０】
一方、本発明では、上記溶融アルミニウムめっき浴の組成を１〜１１重量％のＳｉ、３重量％未満のＦｅ、残りをアルミニウム、及び他の不純物で組成することが好ましい。本発明では、上記溶融アルミニウムめっき浴中、Ｓｉ成分は、アルミニウムめっき鋼板の製造と高温成形熱処理時に、鋼板とめっき層の合金化に関与するものであり、Ｓｉの含有量が１％未満であると、アルミニウムめっき鋼板において合金層が厚く形成され、切断及びブランキング作業時にめっき層が剥離する恐れがある。一方、Ｓｉ含有量が１１％を超えると、単一の拡散層を実現できなくなるという問題がある。
【００６１】
さらに、本発明では、上記溶融亜鉛めっき鋼板を冷却した後、０．５〜３％の延伸率でスキンパス圧延（ＳＰＭ）を行うこともできる。
【００６２】
続いて、本発明では、上記溶融アルミニウムめっき鋼板を９００〜９９０℃の温度に加熱した後、一定時間維持することで、その表面の溶融アルミニウムめっき層をＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層にさせる。
【００６３】
即ち、上記アルミニウムめっき鋼板は、９００〜９９０℃の雰囲気温度を有する加熱炉に装入され、９００〜９９０℃で熱処理される。上記加熱炉の雰囲気温度は、装入された鋼板の温度と一致しないこともあり、核心因子は鋼板の温度である。しかし、鋼板温度を直接調節するより、雰囲気温度を調節する方が便利である。鋼板温度が９００℃未満である場合、短時間加熱すると、めっき層が生成されず、長時間加熱すると、拡散層と合金層との二層構造を有するようになり、加工時に合金層が剥離するという問題がある。また、加熱温度が高いと、エネルギーの無駄遣いが発生し、加熱炉設備の劣化等が懸念されるため、９９０℃未満が好ましい。
【００６４】
一方、加熱時間は、加熱温度の従属変数であり、めっき層が上述した単一の軟質拡散層のみで構成されるようにするためには、十分な時間が要求される。本発明では、上記総加熱時間は１０分間〜３０分間とする。総加熱時間が１０分間未満であると、単一の拡散層が生成されないことがあるという問題がある。総加熱時間が最大で３０分間を超えると、オーステナイト組織の均質化が飽和し、単一の拡散層の生成も飽和する。また、３０分間を超えると、生産性が低下するという問題もある。
【００６５】
上述したような高温熱処理によって、鋼板表面に形成された溶融アルミニウムめっき層がＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層に処理される。本発明では、上述したように、上記単一軟質拡散層化の熱処理温度を制御することで、上記めっき層を軟質層と硬質層の混合構成ではなく、Ａｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の拡散層のみで構成することができる。そして、このとき、上記拡散層は、その硬度が３００〜６００（Ｈｖ）であることが好ましい。
【００６６】
また、本発明において、上記拡散層は、自体重量％で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌのうち１種又は２種以上を１．０〜５．０％の量で含むことが好ましい。
【００６７】
また、上記拡散層は、自体重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を０．２〜１．０％の量で含むことが好ましい。
【００６８】
さらに、本発明において、上記拡散層は、その厚さが２〜４０μｍの範囲にあることが好ましく、より好ましくは２〜１０μｍの範囲である。
【００６９】
また、上記加熱された鋼板を加熱炉から金型に送るまでの移送時間は、２０秒間以内にすることがよい。これは、上記移送時間が２０秒間を超えると、鋼板温度がフェライト変態開始温度以下に下がるようになり、所望する強度を確保できなくなるためである。好ましくは、１２秒間以内である。
【００７０】
続いて、本発明では、上記溶融アルミニウムめっき鋼板を熱間成形するとともに、３００℃以下の温度範囲まで急冷することによりＨＰＦ成形品を製造する。即ち、溶融アルミニウムめっき処理された鋼板は、内部が水冷されるプレス成形金型で成形処理され、鋼板の温度が３００℃以下になった後、金型から加工部材を取り出すことでＨＰＦ加工を終了する。熱間プレスの後、鋼板の温度が３００℃以上である際に、成形部材を金型から取り出すと、熱応力によって変形する恐れがある。
【００７１】
以下、実施例を通じて本発明を詳細に説明する。
【実施例】
【００７２】
重量％で、Ｃ：０．２４％、Ｓｉ：０．２６４％、Ｍｎ：１．２９％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．００１４％、Ａｌ：０．０４１％、Ｃｒ：０．１２９％、Ｔｉ：０．０３２％、Ｂ：０．００２４％、Ｎ：０．００３８％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不純物で組成される冷延鋼板を設けた。上記設けられた鋼板を、連続溶融めっきラインを通過させて溶融アルミニウムめっきを行った。この際、先ずはアルカリ脱脂を行い、加熱温度８００℃、総加熱時間６分間加熱した後、６６０℃に冷却した後、６６０℃の溶融アルミニウム溶湯に浸漬して、めっき付着量が５〜４０μｍ範囲を満たすように溶融アルミニウムめっきを行った。上記めっき浴は、１〜１１重量％Ｓｉ、Ｆｅと残りはアルミニウムと不可避不純物で組成された。
【００７３】
このように製造された溶融アルミニウムめっき鋼板に対して熱間プレス成形を行ったが、その際、鋼板は、加熱炉温度７００℃〜９９０℃、総加熱時間２〜３０分間熱処理され、その後、３秒間水冷金型に移動され、プレス成形して１０秒間維持し取り出された。上記のような工程で製造された熱間プレス成形部材のめっき層の断面組織を分析し、その結果を下記表１に示した。また、３点曲げ試験によって製造された成形部材の耐剥離性を評価し、その結果を下記表１に示し、各成形部材ごとにめっき層の硬度を測定し、下記表１に併せて示した。ここで、上記硬度とは、マイクロ硬度測定器を用いて、荷重１ｇの条件で測定されたビッカース（Ｈｖ、１ｇ）硬度値を指す。
【００７４】
また、下記表１におけるめっき層の耐剥離性の評価は、３点曲げ加工試験機を用いて、内側の角度を３０度にし、内側にテープを貼り付けて剥がした後、そのテープに付着した剥離状態から評価した。具体的には、下記のように評価した。
【００７５】
［耐剥離性の評価の凡例］
○：剥離がなく、テープに剥離片が付着していない。
▲：剥離が一部発生し、テープに僅かに付着している。
×：剥離が発生し、テープに付着している。
【００７６】
【表１】
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【００７７】
上記表１に示されたように、本発明例２〜４、６〜７並びに参考例１及び５の場合は、めっき層がＡｌ固溶されたα−Ｆｅからなる単一の軟質拡散層のみで構成されるため、耐剥離性に優れていることが分かる。図３と図４とは、表１における参考例１の成形部材の断面組織写真と耐剥離性をそれぞれ評価したものであり、図３に示すようにめっき層が単一相の拡散層であることが確認でき、図４に示すように剥離が全く発生していないことが分かる。
【００７８】
一方、図１と図２とは、比較例２の成形部材に対する縦断面組織と耐剥離性とをそれぞれ評価したものであり、図１に示すようにめっき層が拡散層と硬質層との混合で構成されており、これによって、図２に示すように剥離が多く発生することが確認できる。図２において、中央の黒い部分が剥離された物質を示している。
【００７９】
さらに、表１のように、比較例１及び２の場合、拡散層と合金層との二層構造で、いずれもビッカース硬度が６００（Ｈｖ）を遥かに超えていたり、又は、比較例３のように硬度が３００（Ｈｖ）未満で、マルテンサイトが安定して生成されないという問題がある。
【００８０】
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であれは、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逸脱しない範囲内で、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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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