(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板と、
前記素地鋼板の少なくとも一面に形成され、マンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が交互に形成され、最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成される複合めっき層と、を含み、
前記複合めっき層の全体の厚さは５〜３０μｍであり、前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％であり、
前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層は、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、及びチタン（Ｔｉ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含む、熱間プレス成型用めっき鋼板。
【請求項２】
前記複合めっき層の全体の厚さは５〜２５μｍであり、前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が２０〜５０％である、請求項１に記載の熱間プレス成型用めっき鋼板。
【請求項３】
前記アルミニウム（Ａｌ）系めっき層は、亜鉛（Ｚｎ）、シリコン（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及びマンガン（Ｍｎ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含む、請求項１に記載の熱間プレス成型用めっき鋼板。
【請求項４】
少なくとも一面に形成され、マンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が交互に形成され、最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成される複合めっき層を含み、
前記複合めっき層の全体の厚さは５〜３０μｍであり、前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％であり、
前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層は、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、及びチタン（Ｔｉ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含むめっき鋼板をプレス成形して得られる熱間プレス成形部材であって、
素地鋼板と、
前記素地鋼板の少なくとも一面に形成される合金層と、を含み、
前記合金層は、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、及びアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金からなる群より選択された２種以上の合金を含み、
前記合金層の最外面に形成される表面酸化物の厚さが２μｍ以下である、熱間プレス成形部材。
【請求項５】
前記合金層の最上層は、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、またはアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金である、請求項４に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項６】
前記合金層は、亜鉛（Ｚｎ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、亜鉛（Ｚｎ）−鉄（Ｆｅ）系合金、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金、及び鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系合金からなる群より選択された１種以上の合金をさらに含む、請求項４に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項７】
前記合金層の最上層は、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金、または鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系合金である、請求項６に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項８】
前記合金層の最上層はアルミニウム（Ａｌ）を含む合金である、請求項４に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項９】
素地鋼板を設ける段階と、
前記設けられた素地鋼板の少なくとも一面にマンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層を交互に形成し、且つ最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成されるようにして複合めっき層を形成する段階と、を含み、
前記複合めっき層は、全体の厚さが５〜３０μｍであり、前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％になるように形成される、熱間プレス成型用めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記マンガン（Ｍｎ）系めっき層は乾式めっき法によって形成される、請求項９に記載の熱間プレス成型用めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
めっき鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度範囲のうち一地点まで３〜２００℃／ｓの平均昇温速度で加熱する段階と、
前記加熱されためっき鋼板を前記温度で熱間成形する段階と、
前記熱間成形されためっき鋼板を冷却する段階と、を含み、
前記加熱されためっき鋼板は、少なくとも一面に形成される合金層を含み、
前記合金層は、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、及びアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金からなる群より選択された２種以上の合金を含む、熱間プレス成形部材の製造方法。
【請求項１２】
前記加熱する段階後に、前記加熱されためっき鋼板を前記温度で２４０秒間以下の時間維持する段階をさらに含む、請求項１１に記載の熱間プレス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、熱間プレス成形用めっき鋼板及び成形部材に関するもので、より具体的には、自動車用部品等に適用することができる溶接性及び耐食性に優れた熱間プレス成形用めっき鋼板、これを用いた成形部材、及びこれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の軽量化のために高強度鋼の活用が増加している。しかし、このような高強度鋼には常温における加工時に容易に破断するという問題があり、加工時にスプリングバックの現象も発生することにより精密な寸法加工が難しいため複雑な製品の成形が困難となるという問題がある。これを解決するために、最近は、高強度鋼を加工するための好ましい方法として熱間プレス成形（Ｈｏｔ  Ｐｒｅｓｓ  Ｆｏｒｍｉｎｇ、ＨＰＦ）が適用されている。
【０００３】
熱間プレス成形（ＨＰＦ）は、鋼板が高温で軟質化し高延性となる性質を用いて高温で複雑な形状に加工を行う方法で、より具体的には、鋼板をオーステナイト領域以上に加熱した状態で加工するとともに急冷を行うことにより、鋼板の組織をマルテンサイトに変態させて高強度の精密な形状を有する製品を製作することができる方法である。
【０００４】
但し、鋼材を高温で加熱する場合は鋼材の表面に腐食や脱炭等のような現象が発生するおそれがある。これを防止するために、熱間プレス成形のための素材として表面に亜鉛系またはアルミニウム系めっき層が形成されためっき鋼材がよく使用される。特に、亜鉛系めっき層を有する亜鉛めっき鋼板は、亜鉛の自己犠牲防食性を用いて耐食性を向上させた鋼材である。
【０００５】
このように、耐食性を有する鋼板として日本公開特許第２００６−０２２３９５号公報には溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。これは、鋼板に溶融亜鉛めっきを行ってから熱間プレス成形を行うと、鋼板の表面に亜鉛が７０％以上である合金が存在するため耐食性に優れるという特徴がある。
【０００６】
しかし、溶融亜鉛めっき鋼板のような亜鉛めっき鋼板を高温の空気中で加熱する場合、表面に亜鉛酸化物が形成され、このような亜鉛酸化物が成形後のスポット溶接のような溶接過程で電流の通電を妨害する抵抗として作用するため溶接性に劣るという問題がある。よって、スポット溶接性を改善させるために、成形後に鋼板の表面に存在する亜鉛酸化物を除去する工程をさらに行う方法が挙げられるが、これは製造費用の上昇をもたらすという問題がある。
【０００７】
一方、米国登録特許第６，２９６，８０５号には、熱間プレス成形後に鋼板の表面における酸化物の形成を防ぐ方法として、鋼板にアルミニウムめっきを行う、Ａｌめっき層を有する熱間プレス成形用鋼板が開示されている。これは、耐熱性に優れた溶融アルミニウムめっきを行ってから熱間プレス成形を行うと、成形後の成形品の表面に酸化物が存在しないか、または非常にわずかであるため、スポット溶接性に優れるという長所がある。しかし、アルミニウムには素地鉄の腐食を防ぐ犠牲防食能力が亜鉛に比べて非常に足りないため、素地鉄が露出する場合は耐食性が急激に低下するという問題がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上述のような問題点を解決するためのもので、熱間プレス成形を行っても、表面に酸化物が少ないためスポット溶接性に優れ、素地鉄の上部の合金層内に素地鉄より電気化学的に卑な合金層が存在して素地鉄の腐食を防ぐという犠牲防食能力がある熱間プレス成形用めっき鋼板、これを用いた熱間プレス成形部材、及びこれらの製造方法を提供することである。
【０００９】
一方、本発明の課題は上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解することができる。また、本発明が属する技術分野で通常の知識を有するものであれば、本発明の付加的な課題を容易に理解するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
一側面において、本発明は、素地鋼板と、上記素地鋼板の少なくとも一面に形成され、マンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が交互に形成され、最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成される複合めっき層と、を含み、上記複合めっき層の全体の厚さは５〜３０μｍであり、このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％であるめっき鋼板を提供する。
【００１１】
一方、上記複合めっき層の全体の厚さは５〜２５μｍである。このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が２０〜５０％であることがより好ましい。
【００１２】
一方、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層は、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、及びチタン（Ｔｉ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含むことができる。
【００１３】
また、上記アルミニウム（Ａｌ）系めっき層は、亜鉛（Ｚｎ）、シリコン（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及びマンガン（Ｍｎ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含むことができる。
【００１４】
一方、上記めっき鋼板は熱間プレス成形用めっき鋼板であることが好ましい。
【００１５】
一方、本発明は、上記めっき鋼板を熱間プレス成形して製造され、素地鋼板、及び上記素地鋼板の少なくとも一面に形成される合金層を含む熱間プレス成形部材も提供する。
【００１６】
このとき、上記合金層は、複数個の合金からなり、より具体的には、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、及びアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金からなる群より選択された２種以上の合金を含むものであってよい。
【００１７】
または、上記合金層は、亜鉛（Ｚｎ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、亜鉛（Ｚｎ）−鉄（Ｆｅ）系合金、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金、及び鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系合金からなる群より選択された１種以上の合金をさらに含むものであってよい。
【００１８】
一方、上記合金層の最上層はアルミニウム（Ａｌ）を含む合金であることが好ましい。
【００１９】
より具体的には、上記合金層の最上層は、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、またはアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金であってよい。
【００２０】
または、上記合金層の最上層は、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金、または鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系合金であってよい。
【００２１】
一方、上記合金層の最外面に形成される表面酸化物の厚さは２μｍ以下であることが好ましい。
【００２２】
他の側面において、本発明は、素地鋼板を設ける段階と、上記素地鋼板の少なくとも一面にマンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層を交互に形成し、且つ最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成されるようにして複合めっき層を形成する段階と、を含み、上記複合めっき層は、全体の厚さが５〜３０μｍであり、このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％になるように形成される熱間プレス成形用めっき鋼板の製造方法を提供する。
【００２３】
一方、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層は乾式めっき法によって形成されることが好ましい。
【００２４】
一方、本発明は、上記製造方法で製造されためっき鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度範囲のうち一地点まで３〜２００℃／ｓの平均昇温速度で加熱する段階と、上記加熱されためっき鋼板を上記温度で熱間成形する段階と、上記熱間成形されためっき鋼板を冷却する段階と、を含む熱間プレス成形部材の製造方法も提供する。
【００２５】
このとき、本発明の熱間プレス成形部材の製造方法は、上記加熱する段階後に、上記加熱されためっき鋼板を上記温度で２４０秒間以下の時間維持する段階をさらに含むことができる。
【００２６】
さらに、上述の課題の解決手段は本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は以下の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができる。
【発明の効果】
【００２７】
本発明のめっき鋼板は、複合めっき層の最上層にアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が位置するため、これを熱間プレス成形して製造される成形部材には表面の酸化物が少なくスポット溶接性に優れるという長所がある。
【００２８】
また、本発明のめっき鋼板を熱間プレス成形して製造される成形部材は、加熱する過程で複合めっき層及び素地鉄が合金化して鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系等の合金が形成され、これらは素地鉄より電気化学的に卑であるため、素地鉄の腐食を防ぐ犠牲防食能力があり耐食性に優れるという長所がある。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】図１（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）は、本発明の具現例による複合めっき層を有する熱間プレス成形用めっき鋼板の断面模式図を例示的に示したものである。
【図２】図２（ａ）、（ｂ）、（ｃ）及び（ｄ）は、本発明の具現例による合金層を有する熱間プレス成形部材の断面模式図を例示的に示したものである。
【図３】図３は、本発明の具現例による酸化物層を有する熱間プレス成形部材の断面模式図を示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下では、添付の図面を参照し、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野で平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。したがって、図面における要素の形状及び大きさなどはより明確な説明のために誇張されることがある。
【００３１】
１．めっき鋼板
アルミニウムめっき鋼板は、耐熱性があるため加熱及び成形後の表面に酸化物が非常に薄く形成されて成形部品のスポット溶接特性に優れるという特性があるのに対し、成形後の素地鉄の上部合金層の電気化学的電位（ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）が素地鉄を保護できるほど十分に卑（ｂａｓｅ）ではないため素地鉄の犠牲防食が成されない。したがって、熱間プレス成形用鋼板として使用されるためのめっき層は、耐熱性があり、加熱及び成形後のめっき層が素地鉄を保護できるほど十分に卑な合金を合金層内に存在させる必要がある。
【００３２】
本発明の発明者らは、上述のような目的を達成するために研究を繰り返した結果、素地鋼板上にマンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層を交互に形成し、且つ最上層にアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成されるように全体の厚さが５〜３０μｍの複合めっき層を形成する。このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が６０％以下になるようにする場合、後のめっき鋼板を加熱する過程で複合めっき層及び素地鉄が合金化して鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系等の合金が形成され、その結果、プレス成形後の表面に酸化物が非常に少ないためスポット溶接性に優れるだけでなく、耐食性にも優れることを発見し、本発明を発明した。
【００３３】
より具体的には、本発明の熱間プレス成形用めっき鋼板は、素地鋼板と、上記素地鋼板の少なくとも一面に形成され、マンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が交互に形成され、最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成される複合めっき層を含み、上記複合めっき層の全体の厚さは５〜３０μｍであり、このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％であることを特徴とする。
【００３４】
まず、本発明の上記素地鋼板は、通常の炭素鋼を用いることができ、好ましくは、炭素(Ｃ)：０．１〜０．４重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：０．５〜３．０重量％、残部鉄（Ｆｅ）及びその他不可避不純物を含むことができるが、上記成分に限定されない。
【００３５】
炭素(Ｃ)：０．１〜０．４重量％
炭素は、鋼板の強度を増加させるのに最も効果的な元素であるが、多量添加される場合、溶接性及び低温靭性を低下させる元素である。炭素の含量が０．１重量％未満である場合は、オーステナイト単相域で熱間プレスを行っても目標とする強度を確保することが難しい。これに対し、０．４重量％を超過すると、溶接性及び低温靭性が劣化するため好ましくない。また、強度が高すぎるようになって焼鈍及びめっき工程で通板性を阻害する等、製造工程で不利な点が増える。したがって、上記炭素は０．１〜０．４重量％含まれることが好ましい。
【００３６】
シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．５重量％
シリコンは、脱酸剤として使用され、固溶強化による強度を向上させるために添加される元素である。本発明では、このような効果を示すために、０．０５重量％以上含まれることが好ましい。但し、上記シリコンの含量が１．５％を超過すると、熱延板の酸洗が困難となって熱延鋼板の未酸洗及び未酸洗された酸化物によるスケール性の表面欠陥を誘発しかねない。
【００３７】
マンガン（Ｍｎ）：０．５〜３．０重量％
マンガンは、固溶強化元素として強度の上昇に大きく寄与するだけでなく、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせるのに効果的な元素である。本発明では、このような効果を示すために、０．５重量％以上含まれることが好ましい。しかし、マンガンの含量が３．０重量％を超過すると、溶接性、熱間圧延性等が劣化するという問題がある。
【００３８】
本発明の素地鋼板の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されてしまう可能性があるためこれを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、すべての内容を特に本明細書で言及しない。
【００３９】
一方、本発明の上記素地鋼板は、上述の含量範囲の合金元素を含むことだけで十分な効果を得ることができるが、強度、靭性、溶接性等のような特性をより向上させるために、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０２重量％、ホウ素（Ｂ）：０．０００１〜０．０１重量％、チタン（Ｔｉ）：０．００１〜０．１重量％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１〜０．１重量％、バナジウム（Ｖ）：０．００１〜０．０１重量％、クロム（Ｃｒ）：０．００１〜１．０重量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１〜１．０重量％、アンチモン（Ｓｂ）：０．００１〜０．１重量％、及びタングステン（Ｗ）：０．００１〜０．３重量％からなる群より選択された１種以上をさらに含むことができる。
【００４０】
窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０２重量％
窒素は、オーステナイト結晶粒内において凝固過程でアルミニウムと作用して微細な窒化物を析出させて双晶の発生を促すため鋼板の成形時に強度及び延性を向上させるが、窒素の含量が増加するほど窒化物が析出しすぎて熱間加工性及び延伸率を低下させるため窒素の含有量を制御することが好ましい。窒素の含量が０．００１重量％未満である場合は、製鋼過程で窒素を制御するための製造費用が大きく上昇するという問題があり、０．０２重量％を超過すると、窒化物が析出しすぎて熱間加工性、延伸率、及び亀裂が発生するようになる。
【００４１】
ホウ素（Ｂ）：０．０００１〜０．０１重量％
ホウ素は、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせるのに効果的な元素である。本発明では、上述のような効果を示すために、０．０００１重量％以上含ませることが好ましい。上記ホウ素の含量が０．０１重量％を超過すると、熱間加工性を低下させるという問題がある。
【００４２】
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）：それぞれ０．００１〜０．１重量％
チタン、ニオブ、及びバナジウムは、鋼板の強度の上昇、粒径の微細化、及び熱処理性を向上させるのに効果的な元素である。本発明では、上述のような効果を示すために、それぞれ０．００１重量％以上含ませることが好ましい。但し、上記各元素の含量が０．１重量％を超過すると、製造費用の上昇、及び多すぎる
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と窒化物の生成によって確保しようとする強度及び降伏強度を得ることが難しい。
【００４３】
クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）：それぞれ０．００１〜１．０重量％
クロム及びモリブデンは、硬化能を大きくするだけでなく、鋼板の靭性を増加させるのに効果的な元素である。よって、高い衝突エネルギー特徴が求められる鋼板に添加すると、その効果がさらに大きくなる。但し、上記各含量が０．００１％未満では、上記の効果を十分に得ることができず、１．０％超過すると、その効果が飽和されるだけでなく、製造費用が上昇する。
【００４４】
アンチモン（Ｓｂ）：０．００１〜０．１重量％
アンチモンは、熱間圧延時に粒界の選択酸化を防ぐことにより、スケールの生成が均一となり熱間圧延材の酸洗性を向上させる役割をする元素である。本発明では、上述のような効果を示すために、０．００１重量％以上含むことが好ましい。上記アンチモンの含量が０．１重量％を超過すると、その効果が飽和されるだけでなく、製造費用が上昇し熱間加工時に脆性を起こす。
【００４５】
タングステン（Ｗ）：０．００１〜０．３重量％
タングステンは、鋼板の熱処理硬化能を向上させる元素であるとともに、タングステン含有析出物が強度の確保に有利に作用する元素である。本発明では、上述のような効果を示すために、０．００１重量％以上含むことが好ましい。上記タングステンの含量が０．３重量％を超過すると、その効果が飽和されるだけでなく、製造費用が上昇するという問題がある。
【００４６】
また、本発明の上記複合めっき層は、マンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が交互に形成され、且つ最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成され、複合めっき層の全体の厚さは５〜３０μｍであり、このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％であることが好ましい。
【００４７】
マンガン（Ｍｎ）は、電気化学的に鉄より卑な元素であり、アルミニウム（Ａｌ）または鉄（Ｆ）と合金化して鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系等の合金を形成すると、単独のアルミニウム（Ａｌ）またはアルミニウム（Ａｌ）−鉄（Ｆｅ）の合金に比べて電気化学的に卑となる。したがって、めっき層におけるマンガン（Ｍｎ）の比率が増加するほど加熱及び成形後の合金層の電位は卑となり素地鉄の犠牲防食能力が増加するようになる。但し、マンガン（Ｍｎ）系めっき層が全体の厚さに比べて厚すぎる場合は、素地鉄の犠牲防食能力には優れていても、マンガン（Ｍｎ）が表層まで拡散して一部がマンガン（Ｍｎ）酸化物を形成するようになり、表面に形成されたマンガン（Ｍｎ）酸化物は金属に比べて電気抵抗が大きいためスポット溶接性を低下させるという問題がある。また、マンガン（Ｍｎ）系めっき層が全体の厚さに比べて薄すぎる場合は、熱処理によってアルミニウム（Ａｌ）または鉄（Ｆｅ）と合金化して生成される鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金等が生成されないか、または少なすぎるため合金層の犠牲防食性が殆どなく耐食性の確保が十分ではない。したがって、本発明において、マンガン（Ｍｎ）系めっき層は、複合めっき層の全体の厚さに対して５〜６０％形成することが好ましく、例えば、１０〜５５％または２０〜５０％程度形成することができる。
【００４８】
一方、上記複合めっき層は、厚さが薄すぎると耐食性を十分に確保することができない。これに対し、厚すぎると、耐食性は十分に確保することができるが、製造費用が増加するおそれがあるため好ましくない。したがって、複合めっき層の厚さは５〜３０μｍであることが好ましく、例えば、５〜２５μｍ程度であってよい。このとき、めっき層の厚さは片面を基準とする。
【００４９】
また、上記複合めっき層は、マンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層をそれぞれ１層ずつ計２層含むか、または交互に計３層以上含むことができるが、上述のような複合めっき層の最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層を含むことが好ましい。
【００５０】
例えば、図１に示されているように、本発明の複合めっき層が（ａ）２層で構成される場合はマンガン（Ｍｎ）系めっき層／アルミニウム（Ａｌ）系めっき層の順に含まれ、（ｂ）３層で構成される場合はアルミニウム（Ａｌ）系めっき層／マンガン（Ｍｎ）系めっき層／アルミニウム（Ａｌ）系めっき層の順に含まれ、（ｃ）４層で構成される場合はマンガン（Ｍｎ）系めっき層／アルミニウム（Ａｌ）系めっき層／マンガン（Ｍｎ）系めっき層／アルミニウム（Ａｌ）系めっき層の順に含まれる。
【００５１】
もし、複合めっき層の最上層にマンガン（Ｍｎ）系めっき層が含まれる場合は、熱間プレス成形後に鋼板の表層部にマンガン（Ｍｎ）を主成分とする酸化物が形成されるためスポット溶接性が悪いという問題点がある。
【００５２】
一方、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層は、マンガン（Ｍｎ）を８０重量％以上含むことが好ましく、鉄（Ｆｅ）より電気化学的に卑なクロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、及びチタン（Ｔｉ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含むことができる。この場合も、本発明で得ようとする熱間プレス成形後の優れた溶接性及び耐食性の特性を有することができる。
【００５３】
また、上記アルミニウム（Ａｌ）系めっき層は、アルミニウム（Ａｌ）を８０重量％以上含むことが好ましく、アルミニウム（Ａｌ）系めっき層の硬度、めっき浴の流動性を制御する等の目的で、亜鉛（Ｚｎ）、シリコン（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及びマンガン（Ｍｎ）からなる群より選択された１種以上を２０重量％以下（０重量％を除く）で含むことができる。この場合も、本発明で得ようとする熱間プレス成形後の優れた溶接性及び耐食性の特性を有することができる。
【００５４】
一方、上記めっき鋼板は、熱間プレス成形過程で鋼板を熱間プレスするためにＡｃ３変態点〜１０００℃の温度範囲まで加熱する場合、複合めっき層と素地鉄が合金化して鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系、及びアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系からなる群より選択された２種以上の合金を形成することが好ましい。この場合、熱間プレス成形後に、表面に酸化物が非常に少ないためスポット溶接性に優れるだけでなく、耐食性にも優れる。
【００５５】
一方、上記めっき鋼板は、熱間プレス成形過程で鋼板を熱間プレスするためにＡｃ３変態点〜１０００℃の温度範囲で加熱する場合、追加的な成分が合金化過程に加えられ、例えば、亜鉛（Ｚｎ）−マンガン（Ｍｎ）系、亜鉛（Ｚｎ）−鉄（Ｆｅ）系、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系、及び鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系からなる群より選択された１種以上の合金をさらに形成することもできる。追加でさらに含まれることができる合金は、これらに限定されるものではなく、めっき層内に追加で含まれる成分の種類によって変更され得る。一方、この場合も、熱間プレス成形後に、表面に酸化物が非常に少ないためスポット溶接性に優れるだけでなく、耐食性にも優れる。
【００５６】
２．めっき鋼板の製造方法
以下では、本発明の上記めっき鋼板を製造する方法について説明する。
【００５７】
本発明の熱間プレス成形用めっき鋼板の製造方法は、素地鋼板を設ける段階と、上記設けられた素地鋼板の少なくとも一面にマンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層を交互に形成し、且つ最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成されるようにして複合めっき層を形成する段階と、を含み、上記複合めっき層の全体の厚さは５〜３０μｍであり、このとき、上記マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％になるように形成されることを特徴とする。
【００５８】
まず、上記素地鋼板は、上述のような成分を含む素地鋼板であればその製造方法等は特に制限されず、当該技術分野における公知の方法で製造して設けることができる。または、上述のような成分を含む市場で入手できる通常の素地鋼板を用いることもできる。
【００５９】
次に、上記設けられた素地鋼板の少なくとも一面にマンガン（Ｍｎ）系めっき層とアルミニウム（Ａｌ）系めっき層を交互に形成し、且つ最上層にはアルミニウム（Ａｌ）系めっき層が形成されるようにして複合めっき層を形成する。このとき、上記複合めっき層は、全体の厚さが５〜３０μｍであり、マンガン（Ｍｎ）系めっき層が占める厚さの比率が５〜６０％になるように形成されることが好ましい。
【００６０】
一方、上記複合めっき層は、公知のめっき方法で形成することができる。例えば、上記マンガン（Ｍｎ）めっき方法は蒸着めっき法を好ましく用いることができ、上記アルミニウム（Ａｌ）めっき方法は溶融めっき法または蒸着めっき法を好ましく用いることができる。一方、本発明の場合、めっき作業の便宜性、めっき効率、及び付着量の調節等の容易性を考慮するとき、乾式めっき法を用いることが好ましい。
【００６１】
３．熱間プレス成形部材
以下では、本発明の上記めっき鋼板を用いて製造される熱間プレス成形部材について説明する。
【００６２】
本発明の熱間プレス成形部材は、上記めっき鋼板を熱間プレス成形して得ることができ、素地鋼板、及び上記素地鋼板の少なくとも一面に形成される合金層を含む。このとき、上記素地鋼板は、上述の組成を有する通常の素地鋼板が用いられることができる。
【００６３】
一方、上記合金層は、上述の通り、めっき鋼板の複合めっき層及び素地鉄が合金化して形成され、複数個の合金からなる。より具体的には、上記合金層は、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、及びアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金からなる群より選択された２種以上の合金を含む。
【００６４】
例えば、本発明の合金層は、図２に例示的に示されているように、（ａ）鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金／鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金で構成されるか、（ｂ）鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金／アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金／鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金で構成されるか、（ｃ）鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金／アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金／鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金／鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系合金で構成されるか、または（ｄ）鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金／アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金／鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金／鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系合金で構成されることができる。但し、これは、本発明の合金層を説明するための概略的な例示に過ぎず、本発明の合金層が上述の組み合わせに限定されるものではない。また、合金を含む層の順序もこれらに限定されるものではない。
【００６５】
一方、上記合金層は、上述の通り、めっき鋼板の複合めっき層及び素地鉄が合金化するとき、追加的な成分が合金化過程に加えられることができ、例えば、亜鉛（Ｚｎ）−マンガン（Ｍｎ）系、亜鉛（Ｚｎ）−鉄（Ｆｅ）系、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系、及び鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系からなる群より選択された１種以上の合金をさらに含むこともできる。但し、追加でさらに含まれることができる合金はこれらに限定されるものではなく、めっき鋼板の複合めっき層内に追加で含まれる成分の種類によって変更され得る。
【００６６】
一方、図３に示されているように、本発明の上記成形部材は、合金層の最外面に表面酸化物が形成されることができる。このとき、上記合金層の最外面に形成される表面酸化物の厚さは２μｍ以下、好ましくは１μｍ未満であることが好ましい。この場合、表面に酸化物が薄くスポット溶接性に優れるためである。
【００６７】
また、上記合金層の最上層は、アルミニウム（Ａｌ）を含む合金であることが好ましい。即ち、本発明の合金層は、上述の通り、２種以上の合金を多様に含むことができるが、最上層にはアルミニウム（Ａｌ）を含む合金が存在することが上述のような薄い酸化物の形成のために好ましい。
【００６８】
一方、アルミニウム（Ａｌ）を含む合金は、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、または追加的な成分によって鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系合金、アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系合金、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金、または鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）−アルミニウム（Ａｌ）−シリコン（Ｓｉ）系合金等をその例示として挙げることができるが、これらに限定されるものではなく、めっき鋼板の複合めっき層内に追加で含まれる成分の種類によって変更され得る。
【００６９】
４．熱間プレス成形部材の製造方法
以下では、本発明の熱間プレス成形部材の製造方法について説明する。
【００７０】
本発明の熱間プレス成形部材の製造方法は、上記めっき鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度範囲のうち一地点まで３〜２００℃／ｓの平均昇温速度で加熱する段階と、上記加熱されためっき鋼板を上記温度で熱間成形する段階と、上記熱間成形されためっき鋼板を冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
【００７１】
一方、上記加熱する段階は、当該技術分野で一般的に用いられる方法を利用することができる。例えば、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等を用いることができるが、これらに限定されるものではない。
【００７２】
このとき、上記加熱する段階における加熱温度は、Ａｃ３変態点（フェライトがオーステナイトに変態される温度）〜１０００℃程度、より好ましくはＡｃ３変態点（フェライトがオーステナイトに変態される温度）〜９５０℃程度であってよい。本発明のめっき鋼板は、上記温度範囲で加熱する過程で素地鉄とめっき層が合金化して、鉄（Ｆｅ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系、鉄（Ｆｅ）−アルミニウム（Ａｌ）系、及びアルミニウム（Ａｌ）−マンガン（Ｍｎ）系等の合金が形成される。
【００７３】
また、上記加熱する段階は、平均昇温速度が３〜２００℃／ｓ程度、より好ましくは５〜１５０℃／ｓ程度であってよい。昇温速度が上記範囲を満たす場合、優れた耐食性、生産性、及び薄い表層酸化物を得ることができる。例えば、昇温速度が上記範囲より小さい場合は、目標温度に達するのに時間が多くかかるため長い加熱によって表層の酸化物が１μｍ以上形成されることができる。また、めっき層内に素地鉄の拡散が多くなり、その結果、合金層内に鉄の含量が多くなって耐食性に不利となり生産性も低下する可能性がある。
【００７４】
一方、本発明は、上記加熱する段階後に、必要に応じて、目標とする材質を確保するために上記加熱されためっき鋼板をその温度で一定の時間維持することができる。このとき、維持時間が長すぎる場合は、下層のマンガン（Ｍｎ）または素地鉄が表層に拡散して酸化物を形成する時間が長くなり酸化物の厚さが増加し、その結果、スポット溶接性が低下するという問題がある。したがって、本発明で目標とする１μｍ未満の酸化物の厚さを得るために、維持時間は２４０秒間以下、例えば、１０〜２００秒間程度が好ましい。
【００７５】
一方、上記成形する段階は、当該技術分野で一般的に用いられる方法を利用することができ、例えば、上記加熱温度を維持した状態でプレスを利用して上記鋼板を所望する形状に熱間成形することができるが、これに限定されるものではない。
【００７６】
一方、上記冷却する段階は、１００℃まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却させることが好ましい。冷却速度が１０℃／ｓより低い場合、オーステナイトがフェライトに変態される分率が増加して、冷却後の強度が低くなるという問題がある。
【実施例】
【００７７】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。
【００７８】
まず、厚さが１．５ｍｍである通常の熱間プレス成形用冷延鋼板を素地鋼板として設けた。上記素地鋼板は、Ｃ：０．２２ｗｔ％、Ｓｉ：０．２４ｗｔ％、Ｍｎ：１．５６ｗｔ％、Ｐ：０．０１２ｗｔ％、Ｂ：０．００２８ｗｔ％、Ｃｒ：０．０１ｗｔ％、Ｔｉ：０．０３ｗｔ％、残部Ｆｅ及びその不可避不純物を含む。
【００７９】
次に、上記素地鋼板の上部に、下記表１に示されているようなめっき厚さになるようにＭｎを蒸着めっきし、一部はＺｎ、Ｍｇ等の成分を有するように合金蒸着させた。続いて、その上にＡｌを蒸着めっきし、一部はＳｉ、Ｍｇを合金蒸着させた。比較のために、素地鋼板上にＡｌ、ＭｎまたはＺｎでめっき処理しためっき鋼板も製造した。上記それぞれ製造されためっき鋼板のめっき層を溶解してめっき付着量を分析し、これを厚さに換算してめっき層の全体の厚さを下記表１に示した。
【００８０】
【表１】
0006328247.tif 000002
（上記表１において、めっき層の厚さの比率は｛（第１めっき層の厚さ／全体のめっき層の厚さ）×１００｝で計算した値を示すものである。）
【００８１】
次に、上記それぞれのめっき鋼板に対して下記表２に示された条件で熱間プレス成形を行って成形品を製造し、製造された成形製品の特性を評価して下記表２に示した。このとき、耐食性を評価するために１２００時間塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を行った後、素地鉄の最大腐食深さを測定した。
【００８２】
【表２】
0006328247.tif 000003
【００８３】
上記表１及び表２に示されているように、本発明例１〜６の熱間プレス成形部材は、素地鉄の上部にＦｅ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｍｎ系等の合金のうち二つ以上の合金を含む合金層が形成され、その最上層にはＡｌ系合金が含まれるため、表面酸化物の厚さが１μｍ未満生成され、塩水噴霧試験後の素地鉄の腐食深さが０．１８ｍｍ以下と耐食性に優れる。
【００８４】
また、本発明例７及び８の熱間プレス成形部材は、素地鉄の上部にＦｅ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ｍｎ系等の合金のうち二つ以上の合金を含む合金層が形成され、その最上層にはＡｌ系合金が含まれるため、表面酸化物の厚さが１μｍ未満に生成され、塩水噴霧試験後の素地鉄の腐食深さが０．１４ｍｍ以下と耐食性に優れる。
【００８５】
また、本発明例９及び１０の熱間プレス成形部材は、素地鉄の上部にＦｅ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｓｉ系等の合金のうち二つ以上の合金を含む合金層が形成され、その最上層にはＡｌ系合金が含まれるため、表面酸化物の厚さが１μｍ未満生成され、塩水噴霧試験後の素地鉄の腐食深さが０．１ｍｍ未満と耐食性に優れる。
【００８６】
これに対し、比較例１の場合は、Ａｌを１５μｍの厚さで単層めっきした場合で、製造された熱間プレス成形部材には素地鉄の上部に耐熱性があるＦｅ−Ａｌ系合金が形成されて表面酸化物の厚さは１μｍ未満と薄く生成されたが、Ａｌめっき層が素地鉄の犠牲防食能力がないため塩水噴霧試験後の素地鉄の腐食深さが０．５１ｍｍと耐食性は不良であった。
【００８７】
また、比較例２の場合は、Ｍｎを１３．８μｍの厚さで単層めっきした場合で、製造された熱間プレス成形部材には素地鉄の上部にＦｅ−Ｍｎ系合金が形成され、表面のＭｎが酸化して２μｍを超える厚い酸化物が生成された。但し、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が素地鉄に対する犠牲防食性があるため塩水噴霧試験後の素地鉄の腐食深さが０．２２ｍｍと耐食性は比較的良好であった。
【００８８】
また、比較例３の場合は、溶融亜鉛めっき鋼板の場合で、亜鉛は高温で酸化して表面に２μｍを超える厚い酸化物を形成し、素地鉄の腐食深さも０．３３ｍｍと比較的深かった。
【００８９】
また、比較例４の場合は、本発明により下層にはＭｎめっきを行い、上層にはＡｌめっきを行ったが、全体のめっき層のうち下層のＭｎめっきの厚さが占める比率が本発明で限定した６０％を超える場合で、下層のＭｎが熱処理過程で一部の表層に拡散して酸化物を形成したため、表面酸化物の厚さが本発明で限定した２μｍを超えた。但し、合金層が素地鉄の犠牲防食性を有するため素地鉄の腐食深さが０．２ｍｍと比較的良好であった。
【００９０】
また、比較例５の場合は、下層にＡｌめっきを行い、上層にはＭｎめっきを行った場合で、上層のＭｎが熱処理過程で表面に酸化物を形成したため、表面酸化物の厚さが本発明で限定した２μｍを超えており、上層のＭｎは大部分酸化して合金層内のＭｎの含量が低く素地鉄の犠牲防食性が低下するため素地鉄の腐食深さが０．４５ｍｍと耐食性が不良であった。
【００９１】
また、比較例６及び７の場合は、Ｍｎを全体のめっき厚さにおいてＭｎめっきが占める厚さが６０％以下になるようにめっきし、その上にＡｌをめっきし、全体のめっき厚さが５〜３０μｍである場合で、本発明で限定した範囲を満たしているが、平均昇温速度及び維持時間が本発明で限定した範囲を外れるため、長い加熱によって表層の酸化物が発明例に比べて厚く形成された。但し、合金層は、本発明のようにＦｅ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系、Ｆｅ−Ａｌ系、Ａｌ−Ｍｎ系等の合金のうち二つ以上の合金を含むため、素地鉄の犠牲防食を有し、素地鉄の腐食深さは０．２２ｍｍ以下と良好であった。
【００９２】
また、比較例８の場合は、本発明により下層にはＭｎめっきを行い、上層にはＡｌめっきを行ったが、全体のめっき層において下層のＭｎめっきの厚さが占める比率が本発明で限定した５％未満である場合で、Ｍｎめっきの厚さが小さく加熱後の合金層内に大部分のＦｅ−Ａｌ及び薄いＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ合金だけが形成されるため、腐食試験で犠牲防食能力が足りないことから耐食性が不良であった。
【００９３】
以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有するものには明らかである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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