(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面にＡｌ−Ｆｅ系被覆を備え、
上記Ａｌ−Ｆｅ系被覆は、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を質量％で合計０．１２％以上含有し、
Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの含有量が、質量％で、
Ｃｕ＋０．０１×６３．５（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｉ／５８．７＋Ｍｎ／５４．９
＋Ｃｒ／５２．０）≧０．１２％
を満たすことを特徴とするホットスタンプ部材。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆の厚さが１０〜１００μｍであり、
前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆の化学組成が、質量％で、
Ａｌ含有量の厚さ方向の平均値：２０．０％以上、
Ｆｅ含有量の厚さ方向の平均値：５０．０％以上、
Ｃｕ含有量の厚さ方向の最小値：０．０６％以上、
Ｃｕ含有量の厚さ方向の最大値と最小値との比：１．４以上
を満たす請求項１に記載のホットスタンプ部材。
【請求項３】
前記ホットスタンプ部材の前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆を除く部分の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．６０％、
Ｓｉ：０．２５〜２．００％、
Ｍｎ：０．３０〜３．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０〜１．００％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｓｎ：０〜１．００％、
Ｗ：０〜１．００％、
Ｓｂ：０〜１．００％、
ＲＥＭ：０〜０．３０％
残部：Ｆｅ及び不純物
であることを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ部材。
【請求項４】
前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆が、質量％で、Ｓｉを１〜２０％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のホットスタンプ部材。
【請求項５】
鋼板の表面にＣｕが濃化した層を有し、前記Ｃｕが濃化した層におけるＣｕ表面濃化度が１．２以上であり、
前記Ｃｕが濃化した層の上に、さらに、Ａｌ系被覆を有し、
鋼板の平均結晶粒径が３０μｍ以下である
ことを特徴とするホットスタンプ用被覆鋼板。
ここで、Ｃｕ表面濃化度は、（鋼板の表面から深さ０〜３０μｍの範囲におけるＣｕの最大含有量）／（鋼板の表面から深さ２００μｍにおけるＣｕの平均含有量）の比を示し、鋼板の表面とは、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｆｅ含有量が９０％となる深さの位置をいう。
【請求項６】
鋼板と、
前記鋼板の表面上に位置する中間層と、
前記中間層の表面上に位置するＡｌ系被覆と
からなり、
前記中間層にＣｕを含有し、
前記中間層が、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、質量％で合計３０％以上含有する
ことを特徴とするホットスタンプ用被覆鋼板。
【請求項７】
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．６０％、
Ｓｉ：０．２５〜２．００％、
Ｍｎ：０．３０〜３．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０〜１．００％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｓｎ：０〜１．００％、
Ｗ：０〜１．００％、
Ｓｂ：０〜１．００％、
ＲＥＭ：０〜０．３０％
残部：Ｆｅ及び不純物
であることを特徴とする請求項５又は６に記載のホットスタンプ用被覆鋼板。
【請求項８】
請求項５に記載のホットスタンプ用被覆鋼板を製造する方法であって、
１１００〜１３５０℃でスラブを加熱する工程、
粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間ｔ1（ｈｒ）、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度Ｔ1（℃）としたとき、（Ｔ1＋２７３）×（ｌｏｇｔ1＋２０）≧２００００、仕上げ圧延終了温度がＡｒ3点〜１０００℃となる条件で、加熱された上記スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする工程、
上記熱延鋼板を平均冷却速度１０℃／ｓで冷却する工程、及び
冷却後の鋼板を７００℃以下で巻き取る工程、
巻き取り後の鋼板に酸洗を施す工程
を備え、
前記酸洗は、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度が８０〜９０℃であり、酸濃度α（％）、酸洗時間ｔ（ｓ）が、
６≦α＜１４、
０＜ｔ≦４２０−３０×α
を満たす
ことを特徴とするホットスタンプ用被覆鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜４のいずれか１項に記載のホットスタンプ部材の製造方法であって、
（Ａ）鋼板の表面にＣｕが濃化した層を有し、前記Ｃｕが濃化した層におけるＣｕ表面濃化度が１．２以上であり、前記Ｃｕが濃化した層の上に、さらに、Ａｌ系被覆を有し、鋼板の平均結晶粒径が３０μｍ以下であるホットスタンプ用被覆鋼板、
（Ｂ）鋼板と、前記鋼板の表面上に位置する中間層と、前記中間層の表面上に位置するＡｌ系被覆とからなり、前記中間層にＣｕを含有し、前記中間層が、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、質量％で合計３０％以上含有するホットスタンプ用被覆鋼板、
（Ｃ）鋼板と、前記鋼板の表面上に位置するＡｌ系被覆とからなり、前記Ａｌ系被覆にＣｕを含有し、前記Ａｌ系被覆が、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、質量％で合計１．０％以上含有するホットスタンプ用被覆鋼板、
及び
（Ｄ）前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２５〜２．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｖ：０〜１．００％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ａｌ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｓｎ：０〜１．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｓｂ：０〜１．００％、ＲＥＭ：０〜０．３０％、残部：Ｆｅ及び不純物である（Ａ）、（Ｂ）、及び（Ｃ）のいずれかのホットスタンプ用被覆鋼板
から選択されるホットスタンプ用被覆鋼板を、
到達温度をＴ2（℃）、ホットスタンプ用被覆鋼板の温度がＴ2（℃）より１０℃低い温度に到達してから冷却開始までの時間をｔ2（ｈｒ）としたとき、（Ｔ2＋２７３−１０）×（ｌｏｇｔ2＋２０）≧１９０００、Ａｃ3点≦Ｔ2≦（Ａｃ3点＋３００）℃、平均昇温速度５〜１０００℃／ｓとなる条件で加熱する工程、及び
加熱されたホットスタンプ用被覆鋼板をＭｓ点まで、平均冷却速度を上部臨界冷却速度以上として冷却し、続いてＭｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する工程
を備えることを特徴とするホットスタンプ部材の製造方法。
ここで、Ｃｕ表面濃化度は、（鋼板の表面から深さ０〜３０μｍの範囲におけるＣｕの最大含有量）／（鋼板の表面から深さ２００μｍにおけるＣｕの平均含有量）の比を示し、鋼板の表面とは、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｆｅ含有量が９０％となる深さの位置をいう。
【請求項１０】
前記Ｍｓ点までの冷却と同時に、前記ホットスタンプ用被覆鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする請求項９に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用鋼板の分野においては、昨今の環境規制および衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性とを両立させるため、高い引張強度を有する鋼板の適用が拡大している。しかし、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するため、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。【０００３】
具体的には、高強度化に伴う鋼板の延性低下により、高加工部位の破断という問題が生じている。また、加工後の残留応力によってスプリングバックおよび壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。なお、プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。【０００４】
そこで近年、例えば、特許文献１〜３に開示されるように、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。【０００５】
この技術では、材料を加熱してから成形するため、成形時には、鋼材が軟質で良好な成形性を有する。これにより、高強度の鋼材であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼材は十分な強度を有する。【０００６】
例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプ技術により、成形後の鋼材に１４００ＭＰａ以上の引張強度を付与することが可能となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００２−１０２９８０号公報
【特許文献２】特開２０１２−１８０５９４号公報
【特許文献３】特開２０１２−１８０２号公報
【特許文献４】特開２００３−１８３８０２号公報
【特許文献５】特開２００４−１２４２０８号公報
【特許文献６】特開２０１２−６２５００号公報
【特許文献７】特開２００３−２６８４８９号公報
【特許文献８】特開２０１７−１７９５８９号公報
【特許文献９】特開２０１５−１１３５００号公報
【特許文献１０】特表２０１７−５２５８４９号公報
【特許文献１１】特開２０１１−１２２２０７号公報
【特許文献１２】特開２０１１−２４６８０１号公報
【特許文献１３】特開２０１２−１８１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
現在、各国の挑戦的な燃費目標の設定に伴い、車体軽量化のためさらなる高強度鋼材が要請されている。具体的には、ホットスタンプにおいて一般的な強度である１．５ＧＰａを超える高強度鋼材が必要とされている。【０００９】
ところで、強度１ＧＰａを超える高強度鋼板を自動車に適用する場合、上述した成形性や成形後の靱性だけでなく、耐水素脆性も要求される。高強度鋼板の耐水素脆性が十分でないと、自動車が市場に出荷された後、一般ユーザーの使用中に鋼が腐食し、腐食反応に伴い発生する水素によって脆化割れを起こす可能性がある。【００１０】
強度１．５ＧＰａを超える領域では、鋼材の水素脆化感受性は急激に増大するため、耐食性を有する表面被覆鋼板であっても水素脆化割れが懸念される。したがって、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材を車体として実用化するためには、従来以上の耐食性を具備し、腐食環境における耐水素脆性に優れた被覆鋼部材を提供する技術が必要である。【００１１】
１．５ＧＰａを超える高強度鋼材に関しては、例えば特許文献２に、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。しかしながら腐食環境における水素脆化に対する対策は十分でなく、自動車部材としての使用において、より安全な要求には答えられない場合がある。【００１２】
また、特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。しかしながら腐食環境における水素脆化に対する対策は十分でなく、自動車部材としての使用において、より安全な要求には答えられない場合がある。【００１３】
耐食性に関しては、例えば特許文献４に塗装後耐食性に優れた高強度Ａｌ系めっき鋼板が開示されている。しかしながら、耐水素脆性に関する記述がなく、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の実使用には不適である。【００１４】
また、特許文献５には塗装後耐食性に優れたＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｓｎ層を有する高強度表面処理鋼板、特許文献６にはＮｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃｏめっき皮膜鋼材が開示されている。しかしながら、耐水素脆性に関する記述がなく、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の実使用には不適である。【００１５】
耐水素脆性に関しては、例えば特許文献７、８、９に塩酸浸漬環境における耐水素脆性に優れたホットスタンプ材が開示されている。しかしながら、大気腐食環境における耐水素脆性と塩酸等の溶液浸漬環境における耐水素脆性は合致しないことが多く、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の実使用には不適である。【００１６】
また、特許文献１０には、鋼材中のＮｉが表層に濃化したホットスタンプ材が開示されており、ホットスタンプ工程における加熱時に水素侵入を抑制する効果があると記載されている。しかしながら実使用時の腐食環境における耐水素脆性に関する記述はなく、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の実使用には不適である。【００１７】
また特許文献１１、１２、１３には、Ｎｉ系めっき層から鋼板表層にＮｉが拡散したホットスタンプ材が示されており、腐食環境における水素侵入を抑制する効果があると記載されている。しかしながら、鋼材の耐水素脆性が十分でないため、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の実使用には不十分である。【００１８】
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、高い引張強度を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れた被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本発明は、下記の被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法を要旨とする。以下、被覆鋼板の素材となる被覆を施していない鋼板を、単に「鋼板」という。【００２０】
（１）表面にＡｌ−Ｆｅ系被覆を備え、上記Ａｌ−Ｆｅ系被覆は、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を質量％で合計０．１２％以上含有し、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの含有量が、質量％で、Ｃｕ＋０．０１×６３．５（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｉ／５８．７＋Ｍｎ／５４．９＋Ｃｒ／５２．０）≧０．１２％
を満たすことを特徴とする被覆鋼部材。【００２１】
（２）前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆の厚さが１０〜１００μｍであり、前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆の化学組成が、質量％で、Ａｌ含有量の厚さ方向の平均値：２０．０％以上、Ｆｅ含有量の厚さ方向の平均値：５０．０％以上、Ｃｕ含有量の厚さ方向の最小値：０．０６％以上、Ｃｕ含有量の厚さ方向の最大値と最小値との比：１．４以上を満たす前記（１）の被覆鋼部材。【００２２】
（３）前記被覆鋼部材の前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆を除く部分の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２５〜２．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｖ：０〜１．００％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ａｌ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｓｎ：０〜１．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｓｂ：０〜１．００％、ＲＥＭ：０〜０．３０％残部：Ｆｅ及び不純物であることを特徴とする前記（１）又は（２）の被覆鋼部材。【００２３】
（４）前記Ａｌ−Ｆｅ系被覆が、質量％で、Ｓｉを１〜２０％含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの被覆鋼部材。【００２４】
（５）鋼板の表面にＣｕが濃化した層を有し、前記Ｃｕが濃化した層におけるＣｕ表面濃化度が１．２以上であり、前記Ｃｕが濃化した層の上に、さらに、Ａｌ系被覆を有し、鋼板の平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする被覆鋼板。ここで、Ｃｕ表面濃化度は、（鋼板の表面から深さ０〜３０μｍの範囲におけるＣｕの最大含有量）／（鋼板の表面から深さ２００μｍにおけるＣｕの平均含有量）の比を示し、鋼板の表面とは、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｆｅ含有量が９０％となる深さの位置をいう。【００２５】
（６）鋼板と、前記鋼板の表面上に位置する中間層と、前記中間層の表面上に位置するＡｌ系被覆とからなり、前記中間層にＣｕを含有し、前記中間層が、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、質量％で合計３０％以上含有することを特徴とする被覆鋼板。【００２６】
（７）鋼板と、前記鋼板の表面上に位置するＡｌ系被覆とからなり、前記Ａｌ系被覆にＣｕを含有し、前記Ａｌ系被覆が、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、質量％で合計１．０％以上含有することを特徴とする被覆鋼板。【００２７】
（８）前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２５〜２．００％、Ｍｎ：０．３０〜３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｖ：０〜１．００％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ａｌ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｓｎ：０〜１．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｓｂ：０〜１．００％、ＲＥＭ：０〜０．３０％残部：Ｆｅ及び不純物であることを特徴とする前記（５）〜（７）のいずれかの被覆鋼板。【００２８】
（９）前記（５）の被覆鋼板を製造する方法であって、１１００〜１３５０℃でスラブを加熱する工程、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間ｔ１（ｈｒ）、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度Ｔ１（℃）としたとき、（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）≧２００００、仕上げ圧延終了温度がＡｒ３点〜１０００℃となる条件で、加熱された上記スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする工程、上記熱延鋼板を平均冷却速度１０℃／ｓで冷却する工程、及び冷却後の鋼板を７００℃以下で巻き取る工程、巻き取り後の鋼板に酸洗を施す工程を備えることを特徴とする被覆鋼板の製造方法。【００２９】
（１０）前記酸洗は、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度が８０〜９０℃であり、酸濃度α（％）、酸洗時間ｔ（ｓ）が、６≦α＜１４、０＜ｔ≦４２０−３０×αを満たすことを特徴とする前記（３）の鋼板の製造方法。【００３０】
（１１）前記（１）〜（４）のいずれかの被覆鋼部材の製造方法であって、前記（５）〜（８）のいずれかの被覆鋼板を、到達温度をＴ２（℃）、被覆鋼板の温度がＴ２（℃）より１０℃低い温度に到達してから冷却開始までの時間をｔ２（ｈｒ）としたとき、（Ｔ２＋２７３−１０）×（ｌｏｇｔ２＋２０）≧１９０００、Ａｃ３点≦Ｔ２≦（Ａｃ３点＋３００）℃、平均昇温速度５〜１０００℃／ｓとなる条件で加熱する工程、及び加熱された被覆鋼板をＭｓ点まで、平均冷却速度を上部臨界冷却速度以上として冷却し、続いてＭｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する工程を備えることを特徴とする被覆鋼部材の製造方法。【００３１】
（１２）前記Ｍｓ点までの冷却と同時に、前記被覆鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする前記（１１）の被覆鋼部材の製造方法。
【発明の効果】
【００３２】
本発明によれば、高い引張強度を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れる被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法を提供することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】本発明における酸洗の、酸濃度と時間の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
はじめに、本発明者らが、高い引張強度を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れた被覆鋼部材を得るべく、これら特性に及ぼす化学成分および組織の影響について調査した検討内容について説明する。
【００３５】
耐食を目的として国内外で生産されているホットスタンプ向けの鋼板の多くは、アルミめっきあるいは亜鉛めっきを施した表面被覆鋼板である。これら被覆鋼板について、ホットスタンプを行うと、表面の合金反応が進みＡｌ−Ｆｅ系被覆あるいはＺｎ−Ｆｅ系被膜を持つ被覆鋼部材が得られる。なお前記鋼板の多くは化学組成が類似しており、０．２０質量％程度含有させたＣによってホットスタンプ後に強度１．５ＧＰａ級を示す。
【００３６】
（ａ）本発明者らはさらなる車体軽量化のため、Ｃを０．２５質量％以上に増量し、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材を自動車の車体に適用する詳細検討を行った。その結果、上述したようなＡｌ系やＺｎ系被覆を施した場合であっても、水素脆化割れするリスクが高いことが分かった。
【００３７】
強度１．５ＧＰａを超える強度域では、鋼材の水素脆化感受性が急激に増大し、微量の発生水素でも脆化割れするため、上述したようなＡｌ系やＺｎ系被覆を施した場合であっても耐食は十分でなく、緩やかな腐食が進行した部位において、微量の水素により水素脆化割れすることが推察された。
【００３８】
（ｂ）本発明者らは上記１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の腐食環境における水素脆化割れの機構に基づき、耐食性の改善に取り組んだ。その結果、被覆鋼部材の表面Ａｌ−Ｆｅ系被覆中にＣｕを含有することで耐食性が大幅に改善され、腐食環境における耐水素脆性を飛躍的に向上させることが可能であることを見出した。
【００３９】
（ｃ）更に、本発明者らは上記Ａｌ−Ｆｅ系被覆中にＣｕの他、耐食元素であるＭｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒを含有させるとさらに耐食性が改善することを見出した。また、耐食性に加え、強度１．５ＧＰａを超える鋼材について、化学組成、組織を最適化することで水素脆化の感受性を低減した。つまり、従来のＡｌ−Ｆｅ系被覆より耐食性を改善することで腐食反応を伴う水素発生を防止し、水素が発生した場合においても鋼材の耐水素脆性を改善することで自動車等の腐食環境においても実用化に耐える技術を開発した。
【００４０】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の一実施形態に係る被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法の各要件について詳しく説明する。
【００４１】
（Ａ）被覆鋼部材
（Ａ１）被覆鋼部材の被覆
本実施形態に係る被覆鋼部材は、その表面にＣｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、下記式（１）をみたすように、質量％で合計０．１２％以上含有するＡｌ−Ｆｅ系被覆を有する。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、Ａｌ−Ｆｅ系被覆とはＡｌ及びＦｅを主体とした被覆であり、ＡｌとＦｅを合計で７０％以上含むことが好ましい。また、Ａｌ−Ｆｅ系被覆は皮膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。
【００４２】
Ｃｕ＋０．０１×６３．５（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｉ／５８．７＋Ｍｎ／５４．９＋Ｃｒ／５２．０）  ≧  ０．１２％  ・・・  式（１）
【００４３】
式（１）中の元素記号は、Ａｌ−Ｆｅ系被覆の各元素の含有量（質量％）を示す。また、以下、式（１）の左辺を「耐食元素濃度」という。
【００４４】
被覆鋼部材の表面に耐食元素であるＣｕ、並びにＭｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒを含有したＡｌ−Ｆｅ系被覆は、部材の使用時において優れた耐食性を発揮し、腐食環境における耐水素脆性を向上させる効果がある。Ａｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度が０．１２％未満であると部材使用時における耐食性が十分でなく、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがってＡｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度は０．１２％以上とする。好ましくは０．１４％以上である。耐食元素濃度の上限は特に規定しないが、１％を超えると上記の効果が飽和し経済性が低下する場合がある。
【００４５】
Ａｌ−Ｆｅ系被覆は、さらに、Ｓｉを１．０〜２０．０％含有してもよい。後述するように、被覆鋼板のＡｌ系被覆にはＳｉを添加することが多く、その場合、被覆鋼部材のＡｌ−Ｆｅ系被覆中にもＳｉが含まれる。Ｓｉを含有したＡｌ−Ｆｅ系被覆は、金属間化合物の結晶組織が緻密となり、耐食性を向上させる効果がある。なお、Ｓｉが１〜２０％含まれる場合でも、上述した耐食元素濃度が０．１２％以上であれば腐食環境における耐水素脆性に優れる。なお、Ａｌ−Ｆｅ系被覆の化学組成は、厚さ方向の平均値で、質量％でＳｉ：０〜２０．０％、Ｃｕ：０．０６〜３．０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｍｎ：０〜８．０、Ｃｒ：０〜８．０％、Ａｌ：５．０〜６０．０％、Ｆｅ：３０．０〜９０．０％、残部は不純物であり、Ａｌ＋Ｆｅ：７０．０％以上である。Ａｌ＋Ｆｅ、つまりＡｌ含有量とＦｅ含有量の合計は、７５．０％以上、８０．０％以上、８５．０％以上としてもよい。
【００４６】
Ａｌ−Ｆｅ系被覆中の耐食元素濃度やＳｉ含有量は以下のようにして求めることができる。
【００４７】
被覆鋼部材の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ａｌ−Ｆｅ系被覆における最大のＣｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ含有量を求める。ＧＤＳの測定は、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行い、各点においてＡｌ−Ｆｅ系被覆における最大のＣｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ含有量を求め、各元素の５点における平均値を用いて式（１）よりＡｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度を求める。なお、Ａｌ−Ｆｅ系被覆とは、被覆鋼部材の表面からＧＤＳを行い、Ｆｅ含有量が９０％未満となる領域をいうものとする。なお、最表層には酸化スケールや不純物が存在することがあるため、Ｏ含有量も測定し、Ｏ含有量が１．０%以上の板厚範囲における上記耐食元素濃度の測定値は除外することとする。
【００４８】
Ａｌ−Ｆｅ系被覆の厚さは１０μｍ以上又は３０μｍ以上であるのが好ましく、１００μｍ以下又は８０μｍであることが好ましい。Ａｌ−Ｆｅ系被覆中のＡｌ含有量は、厚さ方向の平均値で、２０．０％以上、３０．０％以上又は４０．０％以上であることが好ましく、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中のＦｅ含有量は、５０％以上又は６０．０％以上であることが好ましい。
【００４９】
本発明の被覆鋼部材のＡｌ−Ｆｅ系被覆は上述のとおりＣｕを含有し、これにより腐食環境における耐水素脆性を高めることができる。Ａｌ−Ｆｅ系被覆と鋼板の境界付近のＣｕ含有量をより高くすることで、さらに水素脆化のリスクを低くすることができる。具体的には、Ａｌ−Ｆｅ系被覆において、Ｃｕ含有量の厚さ方向の最小値を０．０６％以上、Ｃｕ含有量の厚さ方向の最大値と最小値との比を１．４以上とすることが好ましい。
【００５０】
（Ａ２）被覆鋼部材の化学組成
【００５１】
本実施形態に係る被覆鋼部材における各元素の限定理由は下記のとおりである。ここで被覆鋼部材の化学組成とは、被覆鋼部材のうち、表面のＡｌ−Ｆｅ系被覆を除いた部分の平均の化学組成をいうものとする。
【００５２】
Ｃ：０．２５〜０．６０％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ後の被覆鋼部材において十分な強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えると、焼入れ後の被覆鋼部材の強度が高くなり過ぎて、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．６０％以下とする。Ｃ含有量は０．２９％以上又は０．３１％以上であるのが好ましく、０．５５％以下、０．５０％以下、０．４８％以下又は０．４４％以下であるのが好ましい。
【００５３】
Ｓｉ：０．２５〜２．００％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、効果のある元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．２５％以上含有させる必要がある。ただし、鋼中のＳｉ含有量が２．００％を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストの上昇を招く場合がある。さらに焼入れ部の靱性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３０％以上又は０．３５％以上であるのが好ましく、１．６０％以下、１．００％以下、０．８０％以下。又は０．６０％以下であるのが好ましい。
【００５４】
Ｍｎ：０．３０〜３．００％
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。さらにＡｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。また、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中に拡散して耐食性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の靱性や耐水素脆性の劣化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０〜３．００％とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上、０．５０％以上、又は０．６０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．８０％以下、又は２．００％以下であるのが好ましく、１．５０％以下、１．２０％以下又は０．９０％以下であるのがより好ましい。
【００５５】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、焼入れ後の被覆鋼部材の靱性や耐水素脆性を劣化させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下と制限する。Ｐ含有量は、０．０２０％以下、０．０１０％以下又は０．００５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量の下限は０％である。 精錬コストの低減のため、Ｐ含有量の下限を０．０００１％又は０．００１％としてもよい。
【００５６】
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、焼入れ後の被覆鋼部材の靱性や耐水素脆性を劣化させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下と制限する。Ｓ含有量は、０．００７０％以下、又は０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量の下限は０％である。Ｓ含有量の低減のための製鋼コストを低減するため、Ｓ含有量の下限を０．０００１％又は０．０００５％としてもよい。
【００５７】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、焼入れ後の被覆鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、靱性が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は０％である。Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくないので、Ｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
【００５８】
Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に再結晶を抑制するとともに、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、被覆鋼部材の靱性が大きく向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０.０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、焼入れ後の被覆鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上又は０．０２５％以上であるのが好ましく、０．０８００％以下又は０．０４５％以下であるのが好ましい。
【００５９】
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、本発明において重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性や耐水素脆性を高める。さらに、Ｂは、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、被覆鋼部材の靱性や耐水素脆性が劣化する。したがってＢ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下又は０．００３０％以下であるのが好ましい。
【００６０】
Ｍｏ：０．１０〜１．００％
Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。また、Ｍｏは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性や耐水素脆性を高める。また、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中に拡散して耐食性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。またＭｏは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の被覆鋼部材の靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．１５％以上又は０．１９％以上であるのが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下０．３０％以下であるのが好ましい。
【００６１】
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは、Ａｌ−Ｆｅ系被覆において腐食環境における耐食性を大きく向上させ、水素脆化割れを防止するので、本発明において非常に重要な元素である。ただし、被覆以外の鋼板部分には含まれていなくてもよい。Ｃｕは鋼に含まれると、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中に拡散して、耐食性を向上させる。また、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、上記の効果は飽和し、さらに焼入れ後の被覆鋼部材の靱性や耐水素脆性の劣化を招く。Ｃｕ含有量は０．１８％以上又は０．２０％以上であるのが好ましい。また、Ｃｕ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．３５％以下であるのが好ましい。
【００６２】
本実施形態の被覆鋼部材には、強度、靭性、脱酸性の向上のため、上記の元素に加えてさらに、下記に示すＣｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｗ、ＳｂおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。また、これらの元素を含有させなくてもよく、これらの元素の含有量の下限はすべて０％である。
【００６３】
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中に拡散して耐食性を向上させる効果がある。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和し、いたずらにコストの増加を招く。またＣｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の被覆鋼部材の靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下又は０．５０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０５％以下又は０．０１％以下としてもよい。
【００６４】
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中に拡散して耐食性を向上させる効果がある。しかし、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。
【００６５】
Ｖ：０〜１．００％
Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．１０％以下又は０．０１％以下としてもよい。
【００６６】
Ｃａ：０〜０．０１０％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｃａを含有する場合にはその含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．００２％以下又は０．００１％以下としてもよい。
【００６７】
Ａｌ：０〜１．００％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられるため、含有させてもよい。しかし、Ａｌ含有量（ただし、Ｓｏｌ−Ａｌ含有量でなく、Ｔ−Ａｌ含有量）が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は０．１０％以下、０．０５％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
【００６８】
Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０６％以下、０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
【００６９】
Ｓｎ：０〜１．００％
Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかし、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．５０％以下、０．１０％又は０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
【００７０】
Ｗ：０〜１．００％
Ｗは鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる。しかし、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＷ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．５０％以下、０．１０％又は０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｗを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
【００７１】
Ｓｂ：０〜１．００％
Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかし、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＳｂ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．５０％以下、０．１０％又は０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
【００７２】
ＲＥＭ：０〜０．３０％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の被覆鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．２０％以下又は０．０５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下又は０．００１０％以下としてもよい。
【００７３】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等ランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ−Ｓｉ−ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｌａ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒが含まれる。
【００７４】
本実施形態の被覆鋼部材の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物である。
【００７５】
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００７６】
（Ａ３）熱処理被覆鋼部材の組織
【００７７】
本実施形態に係る被覆鋼部材に存在する組織は高強度なマルテンサイトが主体となる組織であり、面積率 で７０％以上がマルテンサイトである。好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上である。
【００７８】
残部として、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライトやパーライトを含有することもある。なお、上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う自己発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。
【００７９】
（Ａ４）被覆鋼部材の特性
本実施形態の被覆鋼部材は、その表面にＣｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を、上記式（１）を満たすように質量％で合計０．１２％以上含有するＡｌ−Ｆｅ系被覆の耐食効果によって、腐食環境における耐水素脆性において優位を得ることが可能となる。
【００８０】
また、本実施形態に係る被覆鋼部材は、腐食環境における耐水素脆性だけでなく、引張強さが１５００ＭＰａを超える高強度であることが望ましい。
【００８１】
本実施形態においては、腐食環境における耐水素脆性は、被覆鋼部材の実使用環境における暴露試験やＣＣＴ（複合サイクル試験）による腐食促進試験によって評価される。腐食促進試験としては、例えば被覆鋼部材を４点支持で曲げ、ＪＩＳ  Ｈ  ８５０２：１９９９に記載の中性塩水噴霧サイクル試験方法の規定に準拠してＣＣＴを行い、水素脆化割れが発生しない限界のサイクル数によって評価される。
【００８２】
以上、本実施形態に係る被覆鋼部材について説明してきたが、被覆鋼部材の形状については特に限定しない。すなわち、平板であってもよいが、特に熱間成形された被覆鋼部材は、多くの場合は成形体であり、本実施形態では、成形体である場合、平板である場合をともに含めて「被覆鋼部材」という。被覆鋼部材の厚さを特に規定する必要はないが、０．５〜５．０ｍｍとしてもよい。厚さの上限を４．０ｍｍ又は３．２ｍｍとしてもよく、その下限を０．８ｍｍ又は１．０ｍｍとしてもよい。鋼部材の引張強さは１５００ＭＰａ超としてもよいが、必要に応じて、１７００ＭＰａ以上、１８００ＭＰａ以上又は１９００ＭＰａ以上としてもよい。引張強さの上限を特に定める必要はないが、２５００ＭＰａ以下又は２３００ＭＰａ以下としてもよい。
【００８３】
（Ｂ）被覆鋼板
次に、被覆鋼板について説明する。
【００８４】
（Ｂ１）被覆鋼板の化学組成
被覆鋼板を構成する鋼板（但し、後述の形態Ｙの場合中間層形成前の原板であり、後述の形態Ｚ場合Ａｌ系被覆形成前の原板である。）の化学組成は、上述した被覆鋼部材における化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。
【００８５】
（Ｂ２）鋼板表面のＣｕ含有層及び被覆
【００８６】
本実施形態に係る被覆鋼板は、鋼板の表面にＣｕを含有する層を有する。具体的な実施形態としては、下記３通りの形態が好ましく、何れの形態においても同等の効果を得ることができる。
【００８７】
（Ｂ２Ｘ）形態Ｘ
本実施形態における被覆鋼板は、Ｃｕを含有する層として鋼板の表面にＣｕが濃化した層を有し、その上に、さらに、Ａｌ系被覆を有する。
【００８８】
鋼板の主成分のＦｅに加え、鋼板の表面に濃化したＣｕは、後述する熱処理において、Ａｌ系被覆に拡散し、Ｃｕ等耐食元素を含むＡｌ−Ｆｅ系被覆を形成することによって、腐食を伴う水素発生を抑制し、腐食環境における耐水素脆性を向上させる効果がある。鋼板の表面から深さ０〜３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値と、鋼板の表面から深さ２００μｍにおけるＣｕの平均含有量との比で定義される「Ｃｕ表面濃化度」が１．２以上であると、被覆鋼部材の耐食元素濃度が十分に高くなり、腐食を伴う水素脆化リスクが低くなるので好ましい。Ｃｕ表面濃化度は、より好ましくは１．４以上である。Ｃｕの表面濃化度の上限を規定する必要はないが、２．５又は２．１としてもよい。
【００８９】
Ｃｕの表面濃化度は以下のようにして求める。
【００９０】
Ａｌ系被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｃｕ含有量を検出する。このときに、鋼部材の表面からＧＤＳを行いＦｅ含有量が９０％となる深さの位置を求める。Ｆｅ含有量が９０％となる位置からから深さ０〜３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値を、Ｆｅ含有量が９０％となる位置からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量で除した値を算出し、その値をＣｕの表面濃化度とする。
【００９１】
なお、ＧＤＳの測定は、鋼部材の幅方向端部から板幅の１／４付近の位置において、ランダムに５つの位置で、Ｆｅ含有量が９０％となる位置から深さ０〜３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値、Ｆｅ含有量が９０％となる位置からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量を測定してＣｕの表面濃化度を算出する。本発明におけるＣｕの表面濃化度は、その５つの位置でのＣｕの表面濃化度の平均値とする。
【００９２】
本実施形態に係る被覆鋼板は、上述したようなＣｕが濃化した層を有する鋼板の表面に、さらに、Ａｌ系被覆を有する。このような被覆鋼板を後述する熱処理を施すことで、耐食元素濃度が０．１２％以上のＡｌ−Ｆｅ系被覆を有する腐食環境における耐水素脆性に優れた被覆鋼部材を得ることができる。なお、Ａｌ系被覆とはＡｌを主体とした被覆であり、Ａｌを６０％以上含むことが好ましい。Ａｌ系被覆の「被覆」は皮膜やめっき層ともいう。一般的にＳｉを１０％程度含むことが多い。また添加元素として、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ，Ｃｏ，Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｓｒ、ミッシュメタル等があり得るが、被覆層がＡｌを主体とする限り、適用可能である。Ａｌ系被覆の厚みは１０〜１００μｍが好ましい。
【００９３】
被覆鋼板におけるＡｌ系被覆の化学組成（ただし、Ａｌ系被覆全体の平均の化学組成）の一例として、本実施形態に加え後述の形態Ｚも適用する場合を除き、下記を挙げることができる。
【００９４】
Ａｌ系被覆の化学組成は、質量％で、Ｃｕ：０〜１．０％未満、Ｍｏ：０〜１．０％未満、Ｎｉ：０〜１．０％未満、Ｍｎ：０〜１．０％未満、Ｃｒ：０〜１．０％未満、Ｓｉ：０〜２０．０％、Ａｌ：５．０〜９０．０％、Ｆｅ：０〜９０％、残部：不純物（ただし、Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ：０〜１．０％未満、Ａｌ＋Ｆｅ：７９．０％以上である。）としてもよい。ここで、Ａｌ含有量の下限を、４０％、５０％又は６０％としてもよい。
【００９５】
Ｃｕを含有する層が鋼板の表面のＣｕが濃化した層である場合、さらに、鋼板の金属組織の平均結晶粒径を３０μｍ以下とする。
【００９６】
結晶粒界が拡散経路として機能するため、結晶粒径の細粒化は、単位体積当たりの拡散経路が増大し、その結果実質的な拡散速度が大きくなるため、後述する熱処理においてＡｌ系被覆へのＣｕ等の耐食元素の拡散をさらに促進させる効果がある。したがって、結晶粒径の細粒化が必要である。Ｃｕを含有する層が鋼板の表面のＣｕが濃化した層である形態において鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超えると、被覆鋼部材の耐食元素の濃度が０．１２％未満となり、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、鋼板の平均結晶粒径は３０μｍ以下とする。好ましくは２５μｍ以下である。その下限を規定する必要はないが、８μｍ又は１５μｍとしてもよい。
【００９７】
被覆鋼板の平均結晶粒径はＪＩＳ  Ｇ  ０５５１：２０１３に準拠し、以下のようにして求める。
【００９８】
鋼板の幅方向端部から板幅（１／４）部の断面を圧延方向と平行かつ板厚方向と平行となるように切り出す。その断面を鏡面加工した後、ナイタール腐食液によってフェライトの結晶粒界を現出させる。光学顕微鏡を用いて拡大した視野または撮影した写真上に縦方向に３本、横方向に３本試験線を等分に引き、１結晶粒当たりの平均線分長を求める。なお１本の試験線が捕捉する結晶粒が少なくとも１０個以上となるように顕微鏡の倍率を選定し、鋼板の表面から板厚の１／４程度離れた位置から、ランダムに５視野観察する。ここで、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１：２０１３の附属書Ｃ．２．１に準拠し、試験線が結晶粒を通過する場合、その結晶については補足結晶粒数を１、試験線が結晶粒以内で終了する場合、または試験線が結晶粒界に接している場合、補足結晶粒数は０．５とする。各視野における平均線分長を求め、３本の試験線それぞれの５視野の平均線分長（計１５の平均線分長）の平均を平均結晶粒径とする。
【００９９】
また、本実施形態中に存在する組織はフェライトやパーライトであることが多い。後述する製造方法の条件内において、ベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを含有することもある。なお、上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。被覆鋼板の板厚を特に規定する必要はないが、０．５〜５．０ｍｍとしてもよい。板厚の上限を４．０ｍｍ又は３．２ｍｍとしてもよく、その下限を０．８ｍｍ又は１．０ｍｍとしてもよい。
【０１００】
（Ｂ２Ｙ）形態Ｙ
【０１０１】
本実施形態に係る被覆鋼板は、Ｃｕを含有する層として鋼板の表面にＣｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を質量％で合計３０％以上含有する中間層を有し、中間層の上に、さらに、Ａｌ系被覆を有する。このような被覆鋼板に後述する熱処理を施すことで、鋼板の主成分であるＦｅのＡｌ系被覆への拡散もあり、耐食元素濃度が０．１２％以上のＡｌ−Ｆｅ系被覆が形成され、腐食環境における耐水素脆性に優れた被覆鋼部材を得ることができる。なお、本実施形態に係る鋼板の原板（中間層が形成される前の原板）として、形態Ｘの鋼板に加え、形態Ｘ以外の鋼板（いわゆる通常の鋼板）を用いることができる。
【０１０２】
鋼板とＡｌ系被覆との界面におけるＣｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上が合計３０％以上の中間層であると、被覆鋼部材の耐食元素濃度が十分高くなり、腐食を伴う水素脆化リスクが低くなるので好ましい。中間層の厚みは５〜５０μｍが好ましい。
【０１０３】
被覆鋼板における中間層の化学組成（ただし、中間層の平均）は、例えば、質量％で、Ｃｕ：１５．０〜２０．０％、Ｍｏ：０〜２０．０％、Ｎｉ：０〜２０．０％、Ｍｎ：０〜２０．０％、Ｃｒ：０〜２０．０％、Ｓｉ：０〜２０％、Ａｌ：０〜６０．０％、Ｆｅ：０〜９０．０％、残部：不純物、ただし、Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ：３０．０％以上としてもよい。
【０１０４】
被覆鋼板におけるＡｌ系被覆の化学組成（ただし、Ａｌ系被覆全体の平均の化学組成）の一例として、本実施形態に加え後述の形態Ｚも適用する場合を除き、下記を挙げることができる。
【０１０５】
Ａｌ系被覆の化学組成は、質量％で、Ｃｕ：０〜１．０％未満、Ｍｏ：０〜１．０％未満、Ｎｉ：０〜１．０％未満、Ｍｎ：０〜１．０％未満、Ｃｒ：０〜１．０％未満、Ｓｉ：０〜２０．０％、Ａｌ：５．０〜９０．０％、Ｆｅ：０〜９０％、残部：不純物（ただし、Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ：０〜１．０％未満、Ａｌ＋Ｆｅ：７９．０％以上である。）としてもよい。ここで、Ａｌ含有量の下限を、４０％、５０％又は６０％としてもよい。
【０１０６】
（Ｂ２Ｚ）形態Ｚ
【０１０７】
本実施形態に係る被覆鋼板は、Ｃｕを含有する層として鋼板の表面にＣｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を質量％で合計１．０％以上含有するＡｌ系被覆を有する。このような被覆鋼板を後述する熱処理を施すことで、鋼板の主成分であるＦｅのＡｌ系被覆への拡散もあり耐食元素濃度が０．１２％以上のＡｌ−Ｆｅ系被覆が形成され、腐食環境における耐水素脆性に優れた被覆鋼部材を得ることができる。Ａｌ系被覆における耐食元素が合計１．０％以上であると、被覆鋼部材の耐食元素濃度が十分高くなり、腐食を伴う水素脆化リスクが低くなるので好ましい。なお、本実施形態に係る鋼板の原板として、形態Ｘおよび形態Ｙの鋼板に加え、形態Ｘ又は形態Ｙ以外の鋼板（いわゆる通常の鋼板）も用いることができる。
【０１０８】
被覆鋼板におけるＡｌ系被覆の化学組成（ただし、Ａｌ系被覆全体の平均の化学組成）の一例として、下記を挙げることができる。
【０１０９】
Ａｌ系被覆の化学組成は、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２０．０％、Ｍｏ：０〜１０．０％、Ｎｉ：０〜１０．０％、Ｍｎ：０〜１０．０％、Ｃｒ：０〜１０．０％、Ｓｉ：０〜２０．０％、Ａｌ：５．０〜９０．０％、Ｆｅ：０〜９０％、残部：不純物（ただし、Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ：１．０％以上、Ａｌ＋Ｆｅ：７０．０％以上である。）としてもよい。ここで、Ａｌ含有量の下限を、４０％、５０％又は６０％としてもよい。
【０１１０】
なお、この形態Ｚの場合、耐食元素が１．０％以上のＡｌ系被覆を形成される前の鋼板として、前述の形態Ｘ又は形態Ｙの鋼板以外の鋼板を用いた場合、Ａｌ−Ｆｅ系被覆において、Ｃｕ含有量の厚さ方向の最大値と最小値との比を１．４以上とすることができない場合がある。
【０１１１】
次に、被覆鋼板の製造方法について説明する。
【０１１２】
（Ｃ）被覆鋼板の製造方法
本実施形態に係る被覆鋼板は、以下に示す製造方法を用いることにより製造することができる。
【０１１３】
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製、鋳造した後に、得られたスラブを１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延工程においては、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。
【０１１４】
上述した形態Ｘのように、鋼板の表面にＣｕ濃化層を形成する場合、熱間圧延を開始する前のスラブ加熱温度は１１００〜１３５０℃とする。この温度が１３５０℃を超えると、加熱中におけるオーステナイト粒径が大きくなり、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。一方、この温度が１１００℃以下であると合金元素が十分に均質化せず、後述する熱処理後の靱性や耐水素脆性が劣化する場合がある。
【０１１５】
また、鋼板の表面にＣｕ濃化層を形成する場合には、粗圧延完了から仕上げ圧延を開始するまでの時間ｔ１（ｈｒ）とその間の粗バーの平均温度Ｔ１（℃）で構成される下記パラメータＳ１を２００００以上とする。ここで、粗圧延後にデスケーリングを行う場合、粗圧延終了から仕上げ圧延を開始するまでの時間とは、デスケーリング終了から、仕上げ圧延開始までの時間をいう。
【０１１６】
Ｓ１＝（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）
【０１１７】
Ｃｕは難酸化性元素であるため、熱間圧延工程においＣｕ以外の元素が優先的に酸化されることで、Ｃｕが表面に濃縮する。特に粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの間に、上記粗圧延完了から仕上げ圧延開始するまでの時間ｔ１（ｈｒ）とその間の粗バーの平均温度Ｔ１（℃）で構成されるパラメータＳ１を２００００以上とすると、鋼板の表面にＣｕを１．２倍以上濃化させることが可能となる。上記パラメータＳ１が２００００未満であると、鋼板の酸化が不十分で、Ｃｕの表面濃化度が１．２未満となる場合がある。上記パラメータＳ１の上限は特に規定しないが、３００００を超えると、酸化によるスケールの生成が膨大となり、歩留まりが低下する場合がある。
【０１１８】
上述した形態Ｙ、形態Ｚのように、鋼板の表面にＣｕ濃化層を形成しない場合には、Ｓ１を上述の範囲に限定する必要はなく、一般的な方法で熱間圧延を施してよい。
【０１１９】
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点〜１０００℃
仕上げ圧延の終了温度はＡｒ３点〜１０００℃とする。仕上げ圧延終了温度が１０００℃を超えると、圧延直後にオーステナイトの再結晶が生じ、フェライトの核生成サイトの数が制限されるため、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。一方、仕上げ温度がＡｒ３点未満であると、フェライト変態後に圧延することとなり、フェライトの異常粒成長を招くため、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。
【０１２０】
仕上げ圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
仕上げ圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。この平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であるとフェライトの粒成長が進み、圧延後に鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。この冷却速度の上限は特に規定しないが、１５０℃／ｓを超えると、フェライト変態が完了せずに巻き取られ、巻取り後も変態が進行するため、その変態ひずみによってコイルが変形する場合がある。
【０１２１】
巻取り温度：７００℃以下
巻取り温度は７００℃以下とする。この温度が７００℃を超えるとフェライトの粒成長が進み、熱間圧延後の巻取温度は、圧延後に鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。この温度の下限は特に規定しないが、５００℃を下回ると、巻取り後にマルテンサイトやベイナイト変態が発生するため、その変態ひずみによってコイルが変形する場合がある。
【０１２２】
熱間圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、冷間圧延を行う。この際、良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
【０１２３】
上述した形態Ｘのように、鋼板の表面にＣｕ濃化層を形成する場合、熱延鋼板に対し、デスケーリングを行う。デスケーリングは塩酸または硫酸酸洗にて鉄スケールのみ除去する、通常の鋼板の酸洗と比べて軽度な酸洗とする。具体的には、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度を８０〜９０℃とし、酸濃度をα（％）、酸洗時間をｔ（ｓ）とするとき、６≦α＜１４、０＜ｔ≦４２０−３０×αとすることが好ましい。
【０１２４】
図１に好ましい酸洗条件（酸濃度と酸洗時間の関係）を示す。例えば濃度１２％の塩酸にて浸漬時間３０ｓでデスケーリングすることで鉄スケールのみ除去し、上記熱延工程で得られた鋼板表面のＣｕ濃化層を残すことが可能である。
【０１２５】
本実施形態のＡｌ系被覆鋼板を製造する場合、熱延鋼板又は冷延鋼板に対して焼鈍を行う。焼鈍工程では、例えば、５５０〜９５０℃の温度域において熱延鋼板又は冷延鋼板を焼鈍する。
【０１２６】
Ａｌ系被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等が可能である。Ａｌ溶射によりＡｌ溶射層を形成してもよい。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−１０％Ｓｉを使用することが多く、これに不純物としてＦｅが混入している。
【０１２７】
上述した形態Ｚのように、Ｃｕを含有する層をＡｌ系被覆とする場合、これに加えて、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を質量％で合計１．０％以上含有するＡｌめっき浴にてＡｌ系被覆を行う。
【０１２８】
さらに上述した元素以外にめっき浴に添加できる元素として、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ，Ｃｏ，Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｓｒ、ミッシュメタル等があり得る。これらの元素も、被覆層がＡｌを主体とする限り、適用可能である。
【０１２９】
Ａｌ系被覆の前処理や後処理については特に限定するものではなく、プレコートや溶剤塗布、合金化処理等が可能である。
【０１３０】
上述した形態Ｙのように、Ｃｕを含有する層を中間層とする場合、めっきの前に、鋼板の表面にＣｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒの１種以上を質量％で合計３０％以上含有する中間層をプレコートする。プレコートは電気めっき、又は溶射などで行うことができる。
【０１３１】
このようにして製造した被覆鋼板に後述する熱処理を施すことによって、Ａｌ−Ｆｅ被覆における耐食元素濃度が０．１２％以上であることを特徴とする腐食環境における耐水素脆性に優れる被覆鋼部材を得ることが可能となる。
【０１３２】
（Ｄ）被覆鋼部材の製造方法
【０１３３】
次に、本実施形態に係る被覆鋼部材の製造方法について説明する。
【０１３４】
本実施形態の被覆鋼部材の製造方法においては、上述した化学組成を有し、かつ表面から深さ３０μｍ以内におけるＣｕの表面濃化度が１．２以上、平均結晶粒径が３０μｍ以下の金属組織を有する鋼板の表面にＡｌ系被膜を有する被覆鋼板、又は鋼板の表面にＣｕ、ならびに、Ｍｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒの１種以上を質量％で合計３０％以上含有する中間層を有し、前記層の上にＡｌ系被覆を有することを特徴とする被覆鋼板、又は鋼板の表面にＣｕ、ならびに、Ｍｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒの１種以上を質量％で合計１．０％以上含有するＡｌ系被覆を有することを特徴とする被覆鋼板に対して、以下に示す熱処理を施すことによって、Ａｌ−Ｆｅ被覆における耐食元素濃度が０．１２％以上であることを特徴とする腐食環境における耐水素脆性に優れる被覆鋼部材を得ることが可能となる。
【０１３５】
以下に説明する平均昇温速度は、加熱の開始時から加熱の終了時までの被覆鋼板の温度上昇幅を、加熱の開始時から加熱の終了時までの所要時間で除した値とする。
【０１３６】
また、平均冷却速度は、冷却開始時から冷却終了時までの被覆鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。
【０１３７】
上述の鋼板を５〜１０００℃／ｓの平均昇温速度で、Ａｃ３点〜（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域のＴ２（℃）まで加熱し、Ｍｓ℃まで平均冷却速度を上部臨界冷却速度以上として冷却し、その後Ｍｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。加熱の際、加熱到達温度Ｔ２（℃）と、Ｔ２より１０℃低い温度に到達してから加熱を終了するまでの時間ｔ２（ｈｒ）で構成される下記パラメータＳ２が１９０００以上とする。この熱処理の特徴を以下に説明する。ここで、上部臨界冷却速度とは、組織が１００％マルテンサイトとなる最小の冷却速度である。その測定方法として種々の方法が知られているが、その一例を実施例の項で説明する。また、加熱を終了するまでの時間とは、冷却開始直前までの時間を意味する。たとえば、Ｔ２（℃）に達した後に一定時間保持する場合は、保持の時間も含まれる。
【０１３８】
Ｓ２＝（Ｔ２＋２７３−１０）×（ｌｏｇｔ２＋２０）
【０１３９】
加熱到達温度−１０℃から加熱終了までの間のＳ２：１９０００以上
【０１４０】
加熱到達温度Ｔ２（℃）と、Ｔ２より１０℃低い温度に到達してから加熱を終了するまでの時間ｔ２（ｈｒ）で構成される上記パラメータが１９０００以上とすると、Ｃｕ、並びに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＣｒはＡｌ系被覆にて十分に拡散し、耐食性が向上する。上記パラメータＳ２が１９０００未満であると、耐食元素の拡散が不十分で、耐食性が十分に向上しない場合がある。Ｓ２の上限は特に規定しないが、３００００を超える場合、熱処理における生産性が低下する場合がある。
【０１４１】
なお昇温速度が５℃／ｓ未満であると、組織が粗粒化し耐水素脆性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／ｓ超であると混粒組織となり耐水素脆性が低下するので好ましくない。
【０１４２】
また加熱温度がＡｃ３点未満であると、冷却後に少量のフェライトが混在し、耐水素脆性や強度が低下するので好ましくない。一方、加熱到達温度が（Ａｃ３点＋３００）超であると組織が粗粒化し靱性が低下するので好ましくない。
【０１４３】
またＭｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ未満であると、マルテンサイトのその場焼き戻し（オートテンパー）が過度に進行し、強度が不足するので好ましくない。
【０１４４】
ここで、上記一連の熱処理に際して、Ａｃ３点〜（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域に加熱後、Ｍｓ点まで冷却する間に、つまり平均冷却速度を上部臨界冷却速度以上として冷却する工程を施すと同時にホットスタンプのような熱間成形を施してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形、およびフランジ成形等が挙げられる。また、成形と同時またはその直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形に本発明を適用してもよい。なお上述の熱履歴に従うなら、繰返し熱間成形を施してもよい。
【０１４５】
なお、前述のとおり、本発明では、熱間成形されて成形体となったもの、熱処理のみが施されて平板であるものをともに含めて「被覆鋼部材」という。
【０１４６】
また、熱間成形または熱処理を鋼材の一部に対して行い、強度の異なる領域を持つ被覆鋼部材を得てもよい。
【０１４７】
上記の一連の熱処理は任意の方法によって実施することができ、例えば、高周波加熱焼入れや通電加熱、赤外線加熱、炉加熱によって実施してもよい。
【実施例】
【０１４８】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。【０１４９】
まず、被覆鋼板及び被覆鋼部材を製造するにあたり、表１、表２に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延用のスラブを得た。【０１５０】
【表１】
0006822616.tif 000002
【０１５１】
【表２】
0006822616.tif 000003
【０１５２】
＜Ａｒ３、Ａｃ３点、Ｍｓ点および上部臨界冷却速度＞
得られたスラブについて、Ａｒ３点、Ａｃ３点、Ｍｓ点および上部臨界冷却速度を、次の方法によって求めた。結果を表１、表２に示す。【０１５３】
スラブから、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱試験片を切り出し、この試験片を大気雰囲気中で１０００℃まで１０℃／秒の平均昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却した。冷却速度の設定は、１℃／秒から１００℃／秒まで、１０℃／秒の間隔で設定した。そのときの加熱、冷却中の試験片の熱膨張変化の測定及び冷却後の試験片の組織観察を行うことにより、Ａｒ３点、Ａｃ３点、Ｍｓ点及び上部臨界冷却速度を測定した。【０１５４】
上部臨界冷却速度は、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最小の冷却速度を、上部臨界冷却速度とした。【０１５５】
次に、得られたスラブを用いて、以下の実施例１〜５に示す被覆鋼板及び被覆鋼部材を作製した。【０１５６】
＜実施例１＞
表１、表２に示すスラブに熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を１２５０℃とし、熱延、酸洗を施した。続いて、冷間圧延を施し厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした後、めっきを施し、Ａｌ系被覆鋼板を製造した。熱延、酸洗、めっき条件を表３、４に示す。なお、表３、表４のｔ１（ｓ）は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間、Ｔ１（℃）は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度、Ｓ１は（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）で求められる値である。ただし、Ｓ１の式におけるｔ１の単位は（ｈｒ）である。また、「溶融Ａｌめっき」欄における、Ａ、Ｂ、Ｃは、それぞれ、以下のめっきを意味する。【０１５７】
Ａ：通常のめっき浴（耐食元素の含有なし）による溶融Ａｌめっき
Ｂ：耐食元素の合計含有量が０％超１．０％未満のめっき浴による溶融Ａｌめっき
Ｃ：耐食元素の合計含有量が１．０％以上のめっき浴による溶融Ａｌめっき【０１５８】
上記の被覆鋼板を表３、４のＴ２（℃）まで平均昇温速度１０℃／ｓで加熱し、ｔ２（ｓ）間保持した。表３、４のＳ２は、（Ｔ２＋２７３−１０）×（ｌｏｇｔ２＋２０）で求められる値である。ただし、Ｓ２の式におけるｔ２の単位は（ｈｒ）である。続いて、Ｍｓ点まで平均冷却速度５０℃／ｓで冷却し、その後１００℃まで平均冷却速度３０℃／ｓで冷却する熱処理を施し、被覆鋼部材を得た。【０１５９】
その後、得られた被覆鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、引張試験、ＣＣＴ（塩水噴霧複合サイクル試験）を以下の方法で行い、Ａｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度、Ａｌ−Ｆｅ系被覆におけるＳｉ濃度（Ｓｉ含有量）、引張強度、ＣＣＴ限界サイクル数（腐食環境における耐水素脆性）を評価した。被覆鋼部材の評価結果を表５−１〜６−２に示す。【０１６０】
＜Ａｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度、Ｓｉ濃度＞
Ａｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度、Ｓｉ濃度の測定は以下の手順により行った。【０１６１】
被覆鋼部材の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ａｌ−Ｆｅ系被覆における最大のＣｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ含有量を求めた。ＧＤＳの測定は、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行い、各点においてＡｌ−Ｆｅ系被覆における最大のＣｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ含有量を求め、各元素の５点における平均値を用いて式（１）よりＡｌ−Ｆｅ系被覆における耐食元素濃度を求めた。なお、Ａｌ−Ｆｅ系被覆とは、被覆鋼部材の表面からＧＤＳを行い、Ｆｅ含有量が９０％未満となる領域をいうものとした。なお、最表層には酸化スケールや不純物が存在することがあるため、Ｏ含有量も測定し、Ｏ含有量が１．０%以上の板厚範囲における上記耐食元素濃度の測定値は除外することとした。【０１６２】
Ｃｕ＋０．０１×６３．５（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｉ／５８．７＋Ｍｎ／５４．９＋Ｃｒ／５２．０）  ≧  ０．１２％  ・・・  式（１）【０１６３】
＜引張強度＞
引張試験は、ＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。上記被覆鋼部材の均熱部位から、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。【０１６４】
そして、各試験片にひずみゲージ（ゲージ長：５ｍｍ）を貼付け、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強度（最大強度）を測定した。なお、本実施例においては、１５００ＭＰａを超える引張強度を有する場合を強度に優れると評価することとした。【０１６５】
＜ＣＣＴ限界サイクル数＞
ＣＣＴは、ＪＩＳ  Ｈ  ８５０２：１９９９に記載の中性塩水噴霧サイクル試験方法の規定に準拠してＣＣＴを実施した。上記被覆鋼部材の均熱部位から、幅８ｍｍ、長さ６８ｍｍの短冊状試験片を作製した。そして、試験片表面の幅および長さ方向中心に引張試験と同様のひずみゲージ（ゲージ長：５ｍｍ）を貼付け、引張強度の１／２相当のひずみまで４点指示の治具で曲げた。４点曲げした試験片を治具と一緒にＣＣＴ装置に入れ、塩水噴霧２ｈ、乾燥４ｈ、湿潤２ｈを１サイクルとして構成される上記ＪＩＳ  Ｈ  ８５０２：１９９９に記載のＣＣＴにおいて、３サイクル２４ｈ毎に観察して、３６０サイクルまで割れの有無を観察し、割れが発生しない限界のサイクル数を求めた。なお、本実施例においては、５回の試験を行い、平均１５０サイクルまで水素脆化割れが発生しない場合を腐食環境における耐水素脆性に優れるとした。【０１６６】
表３〜６−２に示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｂ１〜Ｂ４５は、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中の耐食元素濃度、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｂ１〜ｂ２３は、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中の耐食元素濃度を満足しない結果となった。【０１６７】
【表３】
0006822616.tif 000004
【０１６８】
【表４】
0006822616.tif 000005
【０１６９】
【表５−１】
0006822616.tif 000006
【０１７０】
【表５−２】
0006822616.tif 000007
【０１７１】
【表６−１】
0006822616.tif 000008
【０１７２】
【表６−２】
0006822616.tif 000009
【０１７３】
＜実施例２＞
上記表１、表２のスラブに熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を１２５０℃とし、熱延、酸洗を施し熱延鋼板を得た。表７に熱延、酸洗条件を示す。なお、表７のｔ１ （ｓ）は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間、Ｔ１（℃）は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度、Ｓ１は（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）で求められる値である。ただし、Ｓ１の式におけるｔ１の単位は（ｈｒ）である。仕上げ圧延終了温度を９３０℃とし、巻き取りまで２０℃／ｓで冷却し、５５０℃で巻き取った。その後、冷間圧延機によって冷間圧延を施し、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。冷延鋼板に溶融Ａｌめっきを施し、Ａｌ系被覆鋼板を得た。【０１７４】
得られた鋼板について、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）を以下の方法で行い、Ｃｕの表面濃化度を評価した。評価結果を表７に示す。【０１７５】
＜Ｃｕの表面濃化度＞
Ｃｕの表面濃化度の測定は以下の手順により行った。Ａｌ系被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｃｕ含有量を検出した。このときに、鋼板の表面から深さ３０μｍ以内のＣｕ含有量の最大値を、鋼板の表面から深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量で除した値を算出し、Ｃｕの表面濃化度を求めた。なおＧＤＳの測定は、Ａｌ系被覆鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行い、その平均を上記Ｃｕの表面濃化度とした。なお、ここでいう鋼板の表面とは、Ａｌ系被覆鋼板の表面からＧＤＳを行いＦｅが９０％となる深さを鋼板の表面とした。【０１７６】
本発明範囲を満足する発明例Ｃ１〜Ｃ２９は、良好なＣｕ表面濃化度、平均結晶粒径を示す結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｃ１〜ｃ２０は、Ｃｕ表面濃化度、平均結晶粒径の少なくとも１つを満足しない結果となった。【０１７７】
【表７】
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【０１７８】
＜実施例３＞
上記表１、表２のスラブに熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を１２５０℃とし、熱延、酸洗を施し熱延鋼板を得た。表７に熱延、酸洗条件を示す。なお、表７のｔ１ （ｓ）は、粗圧延終了から圧延開始までの時間、Ｔ１（℃）粗圧延終了から粗バーの平均温度、Ｓ１は（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）で求められる値である。ただし、Ｓ１の式におけるｔ１の単位は（ｈｒ）である。仕上げ圧延終了温度を９３０℃とし、巻き取りまで２０℃／ｓで冷却し、５５０℃で巻き取った。【０１７９】
その後、冷間圧延機によって冷間圧延を施し、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。冷延鋼板に溶融Ａｌめっきを施し、Ａｌ系被覆鋼板を得た。また表１、表２に示す鋼種の内、一部を上記の工程により冷延鋼板とし、冷延鋼板に耐食元素を含む電気めっきを施した後に、溶融Ａｌめっきを施し、冷延鋼板の表面に耐食元素を合計３０％以上含有する中間層を有するＡｌ系被覆鋼板を得た。熱延、酸洗、めっき条件を表８、表９に、中間層の元素濃度を表１０−１〜１１−２に示す。なお、表８、表９の「溶融Ａｌめっき」欄における、Ａ、Ｂ、Ｃは、それぞれ、以下のめっきを意味する。【０１８０】
Ａ：通常のめっき浴（耐食元素の含有なし）による溶融Ａｌめっき
Ｂ：耐食元素の合計含有量が０％超１．０％未満のめっき浴による溶融Ａｌめっき
Ｃ：耐食元素の合計含有量が１．０％以上のめっき浴による溶融Ａｌめっき【０１８１】
本発明範囲を満足する発明例Ｄ１〜Ｄ４５は、良好な中間層における耐食元素の合計含有量、あるいは良好なＡｌ系被覆における耐食元素の合計含有量を示す結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｄ１〜ｄ２０は、中間層における耐食元素の合計含有量、Ａｌ系被覆における耐食元素の合計含有量の少なくとも１つを満足しない結果となった。【０１８２】
【表８】
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【０１８３】
【表９】
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【０１８４】
【表１０−１】
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【０１８５】
【表１０−２】
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【０１８６】
【表１１−１】
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【０１８７】
【表１１−２】
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【０１８８】
＜実施例４＞
表１、表２に示す鋼種のうち、鋼Ｎｏ．Ａ２８およびＡ２９の鋼成分を有するスラブに、表８に示す熱間圧延（一部はバーヒーターを使用して加熱）、酸洗（塩酸または硫酸）、溶融Ａｌめっきを施して、Ａｌ系被覆鋼板（板厚２．８ｍｍ）を製造した。【０１８９】
得られた鋼板の組織の評価結果を表１２に示す。【０１９０】
本発明範囲を満足する発明例Ｅ１〜Ｅ２２は、良好なＣｕ表面濃化度、平均結晶粒径を示す結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｅ１〜ｅ１８は、Ｃｕ表面濃化度、平均結晶粒径の少なくとも１つを満足しない結果となった。【０１９１】
【表１２】
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【０１９２】
＜実施例５＞
表１、表２に示す鋼種を用いて、表１３、表１４に示す熱延、酸洗、めっき条件で被覆鋼板（板厚１．８ｍｍ）を製造した。被覆鋼板の中間層、Ａｌ系被覆の耐食元素の含有量を表１５−１〜１６−２に示す。なお、表１３、表１４の「溶融Ａｌめっき」欄における、Ａ、Ｂ、Ｃは、それぞれ、以下のめっきを意味する。【０１９３】
Ａ：通常のめっき浴（耐食元素の含有なし）による溶融Ａｌめっき
Ｂ：耐食元素の合計含有量が０％超１．０％未満のめっき浴による溶融Ａｌめっき
Ｃ：耐食元素の合計含有量が１．０％以上のめっき浴による溶融Ａｌめっき【０１９４】
続いて、これらの被覆鋼板に、表１７、表１８に示す条件で熱処理を施して、被覆鋼部材を製造した。得られた被覆鋼部材の組織、特性の評価結果を表１９−１〜２０−２に示す。【０１９５】
本発明範囲を満足する発明例Ｆ１〜Ｆ３８は、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中の耐食元素濃度、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｆ１〜ｆ２４は、Ａｌ−Ｆｅ系被覆中の耐食元素濃度を満足しない結果となった。【０１９６】
【表１３】
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【０１９７】
【表１４】
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【０１９８】
【表１５−１】
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【０１９９】
【表１５−２】
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【０２００】
【表１６−１】
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【０２０１】
【表１６−２】
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【０２０２】
【表１７】
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【０２０３】
【表１８】
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【０２０４】
【表１９−１】
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【０２０５】
【表１９−２】
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【０２０６】
【表２０−１】
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【０２０７】
【表２０−２】
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【産業上の利用可能性】
【０２０８】
本発明によれば、腐食環境における耐水素脆性に優れる被覆鋼部材および鋼板を得ることが可能となる。本発明に係る被覆鋼部材は、特に自動車の骨格部品として用いるのに好適である。
【図１】
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