(57)【要約】  本発明は、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、このような鋼板で熱間プレス成形製品を製造する段階において、工程段階を制御することで、素地鋼板の表面に（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層を高い比率で含むめっき層を形成させることができるめっき鋼板及びその製造方法、そして、このような鋼板を用いて製造できる熱間プレス成形製品、及びその製造方法を提供する。前記（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層がめっき層全体の厚さを基準として適切な占有率を有する場合、亀裂腐食抵抗性に優れて熱間プレス成形された製品の局部耐食性、特に孔食に対する抵抗性を著しく改善することができ、優れた熱間プレス成形製品を高い生産性と低廉な費用で提供できるという長所がある。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板の表面にアルミニウムめっき層が２０〜８０ｇ／ｍ２のめっき付着量で存在することを特徴とする、耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板。
【請求項２】
前記めっき層は、１２重量％以下のＳｉを含むことを特徴とする、請求項１に記載の耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板。
【請求項３】
前記めっき層は、０．７重量％以下のＣｒ及び０．７重量％以下のＭｏから選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板。
【請求項４】
前記アルミニウムめっき鋼板は、前記素地鋼板として熱延鋼板又は冷延鋼板を使用したものであることを特徴とする、請求項１に記載の耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板。
【請求項５】
鋼板を７５０〜８５０℃に加熱する鋼板加熱段階と、
前記加熱された鋼板を１２重量％以下のＳｉを含むアルミニウムめっき浴に沈積させて２０〜８０ｇ／ｍ２のめっき付着量でめっき処理する鋼板めっき段階と、
めっきが付着した前記鋼板を５〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で常温まで冷却する冷却段階
とを含むことを特徴とする、耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記アルミニウムめっき浴には、０．７重量％以下のＣｒ及び０．７重量％以下のＭｏから選択される１種又は２種以上が含まれることを特徴とする、請求項５に記載の耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼板は、熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする、請求項５又は６に記載の耐食性に優れたアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
熱間プレス成形製品の表面に（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層を含むめっき層が存在し、前記（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層は、前記めっき層の厚さを基準として占有率が３０％以上であることを特徴とする、耐食性に優れた熱間プレス成形製品。
【請求項９】
前記めっき層は、１２重量％以下のＳｉを含むことを特徴とする、請求項８に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品。
【請求項１０】
前記鋼板は、熱延鋼板又は冷延鋼板で製造されたアルミニウムめっき鋼板であることを特徴とする、請求項８に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品。
【請求項１１】
前記めっき層は、０．７重量％以下のＣｒ及び０．７重量％以下のＭｏから選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項８又は９に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品。
【請求項１２】
前記熱間プレス成形製品は、マルテンサイト組織又はマルテンサイトとベイナイトの混合組織であることを特徴とする、請求項８に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品。
【請求項１３】
アルミニウムめっき層を含むアルミニウムめっき鋼板を熱間プレス成形（ＨＰＦ）用ブランクとして準備するブランク準備段階と、
前記ブランクを８２０〜９７０℃の温度に加熱する加熱段階と、
前記加熱されたブランクの温度を保持した後に抽出する温度保持段階と、
前記ブランクを準備された金型に移送して熱間プレス成形する熱間成形段階と、
前記ブランクを前記金型に保持させた状態で金型冷却を行う冷却段階と
を含むことを特徴とする、耐食性に優れた熱間プレス成形製品の製造方法。
【請求項１４】
前記アルミニウムめっき層は、１２重量％以下のＳｉを含むことを特徴とする、請求項１３に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品の製造方法。
【請求項１５】
前記温度保持段階は、３分以上行われることを特徴とする、請求項１３に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品の製造方法。
【請求項１６】
前記冷却段階は、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行われることを特徴とする、請求項１３に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品の製造方法。
【請求項１７】
前記冷却段階は、２００℃以下になるまで行われることを特徴とする、請求項１３又は１６に記載の耐食性に優れた熱間プレス成形製品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間プレス成形用アルミニウム合金めっき鋼板、前記鋼板を用いて製造した熱間プレス成形製品、及びそれらの製造方法に関し、より詳細には、熱間プレス成形に使用されるアルミニウムめっき鋼板、前記鋼板で超高強度製品を製造する上で局部腐食、特に孔食に対する抵抗性が著しく改善されたアルミニウムめっき鋼板、前記鋼板を用いた熱間プレス成形製品、及びそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の乗客保護のための各種安全法規が強化され、それと共に環境保護のための燃費規制が強化されるにつれて、自動車に使用される部材の強度向上と軽量化が重要な研究課題として浮上している。
【０００３】
例えば、自動車の乗客が搭乗するセーフティゾーン（ｓａｆｅｔｙ  ｚｏｎｅ）を構成するピラー補強材（ｐｉｌｌａｒ  ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔ）、クロスメンバー（ｃｒｏｓｓ  ｍｅｍｂｅｒ）、クラッシュゾーン（ｃｒａｓｈ  ｚｏｎｅ）などの安全性に直結する部分を構成するサイドメンバー（ｓｉｄｅ  ｍｅｍｂｅｒ）やフロント・リアバンパー（ｆｒｏｎｔ／ｒｅａｒ  ｂｕｍｐｅｒ）などには、安全性と燃費経済性の向上のために、軽量かつ高い強度を有する超高強度鋼板を使用するのが一般的である。
【０００４】
ところが、鋼板の強度を高める作業は、必然的に、降伏強度を上昇させ、延伸率を減少させるため、成形性の低下を招くことが多い。また、成形後、過度なスプリングバック（ｓｐｒｉｎｇ  ｂａｃｋ）により、成形後の製品寸法が変化する、いわゆる形状凍結性が低下する問題が生じることがある。
【０００５】
このような問題を解決するために、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）組織を基地組織とし、マルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）組織を第２相として含めて低降伏比特性を向上させるＤＰ（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）鋼、フェライト基地組織にベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）及び残留オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相を含めて強度と延伸率のバランスを調節したＴＲＩＰ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ  Ｓｔｅｅｌｓ）などのような様々な先端高強度鋼板（Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌ，ＡＨＳＳ）が開発されて実用されているが、これらの鋼板は従来の自動車用高強度鋼よりも優れた成形性を有する。
【０００６】
しかしながら、前述したように素材の強度が高い場合は、自動車部品の成形の面において高い成形力が要求されるので、プレスの容量と荷重を増加させなければならず、これは、高い面圧による金型の摩耗の増加や寿命の短縮の問題につながり、生産性を低下させることがある。近来、プレス成形法より低い成形力でも製品を製造できるロールフォーミング成形法が導入されているが、前記ロールフォーミング成形法は、製品形状が比較的単純な製品にのみ適用可能であるため、大型部品が要求される自動車部材などの成形には適用が困難であるという問題が依然として残っている。
【０００７】
最近、このような高強度鋼を成形して１０００ＭＰａ級以上の超高強度自動車部品を製造する方法として、熱間プレス成形（Ｈｏｔ  Ｐｒｅｓｓ  Ｆｏｒｍｉｎｇ，以下ＨＰＦともいう）又は熱間成形と呼ばれる成形法が提案された。前記ＨＰＦ法は、２２ＭｎＢ５などの硬化能に優れた鋼板をオーステナイト領域まで加熱して抽出し、冷却装置が備えられた金型を用いて熱間成形と冷却を同時に行う、いわゆるダイクエンチ（ｄｉｅ  ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行う方法であって、１０００ＭＰａ以上の超高強度製品を容易に得ることができるだけでなく、寸法精度が非常に優れた成形製品を得ることができ、自動車の軽量化や剛性の改善に非常に効果的な部品成形法として脚光を浴びている。
【０００８】
このようなＨＰＦ法の基本概念と当該方法に使用される鋼材の成分系は、特許文献１で最初に提案されて商用化され、１９９８年にＵＳＩＮＯＲ社により、特許文献１と類似した成分範囲において各成分の臨界的理由を限定し、ＨＰＦ工程の加熱過程で鋼板の表面に酸化被膜が形成されることを抑制し、熱間プレス成形後の製品の耐食性を向上させるために、鋼板にアルミニウム又はアルミニウム合金をめっきして製造するめっき鋼板に関する発明が、特許文献２で提案されて商用化された。
【０００９】
まず、ＨＰＦ用鋼材として使用される前のアルミニウムめっき鋼板について説明する。アルミニウムめっき鋼板は、１８９３年以来、ドイツ、米国などで特許出願及び商用化がなされている。特に、米国では、９〜１０重量％のＳｉを含有する耐熱特性に優れたＡｌ−Ｓｉめっき鋼板が商用化され、その後、耐食性に優れた純粋アルミニウムめっき鋼板が商用化された。アルミニウム合金にＳｉを添加することは、アルミニウムめっき浴の流動性を増加させると共に、Ｓｉが素地鉄とめっき層との間に形成されるＦｅ−Ａｌ合金層（特に、ＦｅＡｌ３）の成長を抑制してめっき鋼板の成形性を改善するようにするためのものである。また、アルミニウムめっき鋼板は耐食性が高いが、これは、時間経過によって生じる鋼板表面の緻密なアルミニウム酸化物層に起因することが知られている。
【００１０】
２０００年以前は、ＨＰＦ鋼材として通常の冷延鋼板を主に使用し、ＨＰＦ工程で形成された表面酸化層は別途のショットブラスト処理を施して除去した。ところが、２０００年初めに商用化されたアルミニウムめっき鋼板がＨＰＦ部品の製造に適用されることによって、ショットブラスト工程を省略できるようになり、通常のめっき付着量は８０ｇ／ｍ２に標準化されている。ＵＳＩＮＯＲ社により提案されたＨＰＦ用アルミニウム鋼板は、０．２２％のＣ、１．２％のＭｎ、及び５０ｐｐｍ以下のＢを基本成分系とし、かつＴｉとＣｒが添加された鋼板の表面に、９〜１０重量％のＳｉ及び２．０〜３．５重量％のＦｅを含有するアルミニウム合金を溶融めっきすることを特徴とし、このアルミニウムめっき層は、ＨＰＦ加熱過程で複数の金属間化合物層に変化し、表面酸化鉄の形成を抑制する。
【００１１】
一般に、アルミニウムめっき鋼板に存在するめっき層は２つの層を含む。一方は素地鉄に面して形成されるＦｅＡｌ３層（従来は通常２〜５μｍ程度）であり、他方は表面層に近いα−Ａｌ層（従来は通常２５〜３０μｍ程度）である。
【００１２】
このようなＦｅ−Ａｌ層が存在する状態で、加熱を含むＨＰＦ工程を経ることによって、めっき層は、複数の金属間化合物層に変化し、その厚さも増加する。例えば、素地鉄から表面方向にＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３などのＦｅ−Ａｌ系酸化物からなる複数の金属間化合物層が形成される。
【００１３】
これらの層は、表面に近いほどアルミニウム含量が多く、素地鉄に近いほど鉄含量が多い。このような金属間化合物に含まれるアルミニウムは、前述したように、不動態被膜の形成に寄与するので、ＨＰＦにより製造された製品の耐食性の向上に寄与する。
【００１４】
しかしながら、これらの金属間化合物は、それぞれ性質が異なり、特に一部は脆性が強いため、冷却過程で各金属間化合物間の熱収縮量差、温度バラツキなどの要因により引張応力が発生すると、表面層から素地鉄方向に亀裂が発生し得る。図１はその亀裂を示す写真であり、このようにめっき層面に亀裂が発生すると、ＨＰＦ工程で３０μｍ以上の厚い合金化めっき層が形成されたとしても、亀裂により腐食が発生せざるを得ず、局部腐食、特に孔食が加速化する。
【００１５】
よって、アルミニウムめっき鋼板を採用して自動車などに使用する場合、ＨＰＦ後のめっき層の亀裂の発生及び局部腐食を抑制する方法が要求され続けている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【特許文献１】英国特許第１４９０５３５号明細書
【特許文献２】米国特許第６２９６８０５号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、熱延鋼板又は冷延鋼板で製造されたアルミニウムめっき鋼板、その鋼板を用いてＨＰＦ製品を製造する場合、既存のアルミニウムめっき鋼板において発生し得る耐食性の問題を解決するために、特に局部腐食を抑制するために、ＨＰＦ後のめっき層の亀裂の発生及び伝播を効果的に低減することのできるアルミニウムめっき鋼板、熱間プレス成形製品、及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】
【００１８】
本発明は、素地鋼板の表面にめっき層が２０〜８０ｇ／ｍ２の付着量で存在するアルミニウムめっき鋼板に関する。前記アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、１２重量％以下のＳｉ、０．７重量％以下のＣｒ、及び０．７重量％以下のＭｏを含んでもよく、前記素地鋼板としては、熱延鋼板又は冷延鋼板を使用してもよい。
【００１９】
また、本発明は、鋼板を７５０〜８５０℃に加熱し、加熱された鋼板を１２重量％以下のＳｉを含むアルミニウムめっき浴に沈積させて２０〜８０ｇ／ｍ２の付着量でめっき処理した後、めっきが付着した前記鋼板を５〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で常温まで冷却する冷却段階を含む、アルミニウムめっき鋼板の製造方法を提供する。この場合、前記鋼板は、熱延鋼板又は冷延鋼板でもよく、前記アルミニウムめっき浴には、０．７重量％以下のＣｒを添加してもよく、０．７重量％以下のＭｏを添加してもよく、０．７重量％以下のＣｒと０．７重量％以下のＭｏを複合的に添加してもよい。
【００２０】
さらに、本発明は、素地鋼板の表面に（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層を含むめっき層が存在する熱間プレス成形製品を提供する。この場合、前記鋼板としては、熱延鋼板又は冷延鋼板で製造されたアルミニウムめっき鋼板を使用してもよく、前記めっき層は、１２重量％以下のＳｉを含んでもよい。特に、前記（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層は、前記めっき層全体の厚さを基準として占有率が３０％以上になるように制御することが好ましい。
【００２１】
さらに、本発明は、アルミニウムめっき層を含むアルミニウムめっき鋼板を熱間プレス成形（ＨＰＦ）用ブランクとして準備し、前記ブランクを８２０〜９７０℃の温度に加熱し、前記加熱されたブランクの温度を保持した後に抽出し、前記ブランクを準備された金型に移送して熱間プレス成形及び金型冷却を行うことにより、熱間プレス成形製品を製造する方法を提供する。この場合、前記アルミニウムめっき層は、１２重量％以下のＳｉを含んでもよく、前記温度保持段階は、３分以上行ってもよい。前記冷却段階は、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、２００℃以下になるまで行ってもよい。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、従来の熱間プレス成形用鋼板に比べて、生産が容易で製造条件が簡単であると共に、亀裂伝播抑制能力に優れて熱間プレス成形された製品の局部耐食性、特に耐孔食性が著しく改善された、優れたアルミニウムめっき鋼板及び熱間プレス成形製品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】従来の熱間プレス成形用アルミニウムめっき鋼板で観察されるめっき層の亀裂を示す顕微鏡写真である。
【図２】アルミニウムめっき鋼板における、加熱温度と加熱時間による（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）めっき層の厚さ占有率４０％の曲線をめっき付着量別に示すグラフ（図２（ａ））及び同一のめっき付着量条件での加熱温度と加熱時間による（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）めっき層の厚さ占有率の変化を示すグラフ（図２（ｂ））である。
【図３】本発明の耐食性に優れた熱間プレス成形用アルミニウム鋼板におけるめっき付着量と（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層の厚さの関係を加熱温度別に示すグラフである。
【図４】従来技術及び本発明の耐食性評価結果をそれぞれ示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明者らは、Ｓｉを含むアルミニウムめっき鋼板を用いてＨＰＦ（熱間プレス成形）工程又はＨＰＦ工程に相当する熱処理を行う場合におけるめっき層の合金化とめっき層の亀裂発生の関係を調べた。
【００２５】
加熱工程を経ためっき層は、複数の合金化めっき層に変態する。このとき、めっき層に発生する垂直亀裂は、図１のように、表面から始まって素地鋼板方向に向かうが、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層からは伝播しなくなる。しかしながら、一般的な商用アルミニウムめっき鋼板のめっき付着量が８０ｇ／ｍ２前後であるので、この数値を基準とすると、ＨＰＦ工程後も、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層の厚さは、約５〜１５μｍであり、熱処理されためっき層に占める割合は３０％未満にすぎず、亀裂の伝播を阻止する機能が多少足りない。
【００２６】
一方、めっき層に発生する亀裂は、ＦｅＡｌ２、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３などのようにＡｌ含量が相対的に高い金属間化合物層で発生することが多いが、これは、これらの金属間化合物層が熱間状態ではあるが、脆性が高く、かつ冷却過程で金属間化合物間の熱収縮量差及び温度バラツキに起因して発生する引張応力がこれらの金属間化合物層に亀裂の発生を招くからである。
【００２７】
そこで、本発明者らは、ＨＰＦ工程を経たアルミニウムめっき鋼板の耐食性を向上させるための研究を重ねた結果、本発明を完成するに至った。
【００２８】
本発明は、最終のＨＰＦ製品の耐食性を向上させることのできるアルミニウムめっき鋼板及びその製造方法に関し、また、ＨＰＦ工程で加熱条件を適切に制御することにより合金化めっき層の構成を腐食の防止に最適化した熱間プレス成形製品及びその製造方法に関する。
【００２９】
（１）アルミニウムめっき鋼板及びその製造方法
以下、耐食性を向上させることのできるアルミニウムめっき鋼板及びその製造方法についてより詳細に説明する。
【００３０】
本発明において最適化されたアルミニウムめっき鋼板は、素地鋼板の表面にめっき層が２０〜８０ｇ／ｍ２の付着量で存在し、これにより、ＨＰＦ工程時、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層がめっき層の厚さを基準として占有率３０％以上に形成されるようにめっき付着量を制御したアルミニウムめっき鋼板である。この場合、めっき層は、１２重量％以下のＳｉを含んでもよく、０．７重量％以下のＣｒ及び０．７重量％以下のＭｏから選択される１種又は２種以上をさらに含んでもよい。本発明においては、素地鋼板として熱延鋼板、冷延鋼板、又は不めっき冷延鋼板を使用してもよい。
【００３１】
さらに、本発明のアルミニウムめっき鋼板の製造方法は、１）熱延鋼板又は冷延鋼板を７５０〜８５０℃に加熱する加熱段階、２）加熱された鋼板を１２重量％以下（０％を除く）のシリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、及び他の不可避的不純物を含むアルミニウムめっき浴に沈積させ、めっき付着量を２０〜８０ｇ／ｍ２に制御するめっき段階、及び３）めっきが付着した鋼板を５〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で常温まで冷却する冷却段階を含む。
【００３２】
このように各技術的要素を限定する理由は次の通りである。
【００３３】
アルミニウムめっき付着量：２０〜８０ｇ／ｍ２
アルミニウムめっき付着量は、加熱温度及び加熱保持時間と共に、ＨＰＦ工程時に（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の形成を促進させる最も重要な構成要素の１つである。合金化めっき鋼板における合金層の成長は、基本的に温度と時間に影響され、めっき付着量が少ないほど、素地鋼板の鉄とアルミニウムとの合金化の速度が増加し、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の成長が促進する。
【００３４】
よって、本発明においては、アルミニウムめっき付着量を２０〜８０ｇ／ｍ２の範囲に制限する。これは、アルミニウムめっき付着量が２０ｇ／ｍ２未満の場合は、めっき付着量が少ないため、ＨＰＦ成形時、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の占有比を短時間で高めることはできるが、めっき層全体の厚さが薄すぎ、アルミニウムめっき付着量が８０ｇ／ｍ２を超える場合は、ＨＰＦ成形時、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の成長が阻害され、その占有率が低くなるからである。
【００３５】
めっき浴（めっき層）中のシリコン（Ｓｉ）含量：１２重量％以下
めっき浴中のＳｉ含量が増加すると、流動性が増加し、より低い温度のめっき浴でめっきできるという利点があり、従来はめっき浴に多量のＳｉを添加することがあった。
【００３６】
ところが、ＨＰＦ工程のようにめっき層が加熱段階を経る場合は、めっき鋼板のめっき層が様々な金属間化合物層からなる他の形態のめっき層に変化する。すなわち、素地鋼板の鉄（Ｆｅ）原子がめっき層中に拡散してめっき過程で形成された素地鋼板の界面上のＦｅＡｌ３合金相は、Ｆｅ３Ａｌ及び／又はＦｅＡｌ金属間化合物に変態し、最終的には、素地鋼板から表面方向にＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ、Ｆｅ２Ａｌ５、Ｆｅ−Ａｌ２Ｏ３などの様々な層が形成されるため、ＨＰＦ工程を経る場合は、Ｓｉを多量添加する必要がない。従って、めっき浴又はめっき層のＳｉ含量は、１２重量％以下、好ましくは８重量％以下にする。
【００３７】
めっき浴（めっき層）中のクロム（Ｃｒ）含量：０．７重量％以下
めっき浴において、Ｃｒは、ＨＰＦ熱処理過程で金属間化合物に固溶して酸化被膜を形成するのに有効な元素として作用するので、本発明においてはＣｒを添加することができる。Ｃｒ含量が０．７重量％を超える場合は、添加量に対する効果が減少し、製造コストの上昇を招くので、Ｃｒ含量は０．７重量％以下に制限する。
【００３８】
めっき浴（めっき層）中のモリブデン（Ｍｏ）含量：０．７重量％以下
Ｍｏは、めっき層に存在するときＨＰＦ熱処理過程で金属間化合物に固溶して酸化被膜を形成するように助ける元素であって、Ｃｒより効果的であることが知られている。従って、本発明においては、Ｍｏを適正量添加することができるが、Ｍｏ含量が０．７重量％を超える場合は、添加量に対する効果が減少し、製造コストの上昇を招くので、Ｍｏ含量は０．７重量％以下に制限する。
【００３９】
冷却速度：５〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で常温まで冷却
めっき鋼板の冷却速度を下げると、めっき鋼板の通板速度も下げなければならず、生産性が低下し、鋼板の表面に溶融アルミニウムピックアップ欠陥が発生し得るので、冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上にする。また、冷却速度が１５℃／ｓｅｃを超える場合は、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温組織が生成され、結果として、ブランキング前のめっき鋼板の強度が上昇し、ブランキング金型の寿命が短縮することがあるので、冷却速度の上限は１５℃／ｓｅｃに制御する。
【００４０】
さらに、化学真空蒸着などの乾式めっき方法によりアルミニウムめっき鋼板又はアルミニウム合金めっき鋼板を製造することもでき、めっき鋼板を製造する際の素地鋼板としては、前記熱延鋼板又は冷延鋼板を使用してもよい。
【００４１】
（２）ＨＰＦ製品及びその製造方法
本発明は、前述したようなめっき浴を用いてめっきしたアルミニウムめっき鋼板で製造したＨＰＦ製品及びその製造方法を提供し、前記ＨＰＦ製品の製造方法は、１）熱間プレス成形用ブランクを準備する段階、２）前記ブランクを８２０〜９７０℃の温度に加熱する段階、３）前記加熱されたブランクを３分以上保持した後に抽出する段階、４）前記抽出したブランクを熱間プレス成形する段階、及び５）前記熱間プレス成形されたブランクを金型に保持させた状態で、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２００℃以下まで金型冷却を行う段階を含む。このようにして製造された製品は、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率が３０％以上であり、向上した耐食性を有する。
【００４２】
以下、このような製品及びその製造方法についてより詳細に説明する。
【００４３】
本発明のめっき浴条件下で製造されたアルミニウムめっき鋼板及びアルミニウム合金めっき鋼板、又は一般的な乾式めっきにより製造されたアルミニウムめっき鋼板及びアルミニウム合金めっき鋼板は、最終製品の形状を考慮して製造されたブランクとして準備され、以下のＨＰＦ過程により自動車などの部品として製造される。
【００４４】
本発明において、めっき層の形成のための加熱温度及び加熱保持時間については、従来のアルミニウムめっき鋼板のめっき過程より低い温度と短い時間を適用する。本発明においては、加熱温度は８２０〜９７０℃、加熱保持時間は３分以上の範囲に限定する。これは、前記アルミニウムめっき付着量の範囲に対して最適化された（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の成長のための条件を実験的に導出した結果であり、加熱温度が低すぎたり保持時間が短すぎたりすると、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層が正常に成長せず、加熱温度が高すぎたり保持時間が長すぎたりすると、生産性の面で好ましくない結果が現れる。以下、これについて詳細に説明する。
【００４５】
（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層のめっき層における厚さ占有率：３０％以上
上記条件でＨＰＦ工程を行った本発明の製品においては、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率を３０％以上にすることが重要である。３０％以上の厚さ占有率を有する（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層を形成すると、優れた耐食性改善効果を得ることができ、厚さ占有率を４０％以上に高めると、局部耐食性がより著しく改善されるので、４０％以上に制御することがより好ましい。
【００４６】
ブランク加熱温度：８２０〜９７０℃
ブランクを加熱する温度は、最終製品で必要とする強度レベルによって異なるが、通常、ＨＰＦ工程ではＡｃ３以上のオーステナイト領域まで加熱することが多い。本発明においては、耐食性の向上に効果的なアルミニウムめっき層の合金化の程度を制御するために、加熱温度を８２０℃以上とする。加熱温度が８２０℃未満の場合は、従来のアルミニウムめっき鋼板と同様に、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率が３０％未満になるので、十分な耐食性の向上を得ることができない。また、加熱温度が９７０℃を超えて高すぎる場合は、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率は高くなるが、経済性や生産性の面で好ましくなく、局部的にアルミニウム酸化物が過剰に形成されてめっき層のバラツキを招くことがある。
【００４７】
ブランク加熱保持時間：３分以上
ブランクは、上記加熱温度範囲で３分以上保持する。このような温度の保持は、ブランク全体にわたって温度が均一になるようにするための均熱処理であり、全般的に（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率を３０％以上にするためのものである。しかしながら、加熱保持時間は、上限を必ずしも決定する必要はなく、本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、状況に応じて選択的に調節して適用できるであろう。加熱保持時間は、３〜１０分であることが好ましい。
【００４８】
本発明における温度及び時間条件は、従来のアルミニウムめっき鋼板に比べて低い加熱温度と短い加熱保持時間で亀裂の伝播を阻止する（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）合金相層を増加させ、亀裂発生の原因を提供するＦｅ２Ａｌ５層を相対的に減少させることができるという画期的な結果を生み出す。従って、本発明において期待する耐食性向上条件を容易に満たし、ＨＰＦ工程のコストの低減はもちろん、生産性の向上も期待することができる。
【００４９】
冷却速度：２０〜３００℃／ｓｅｃ
ＨＰＦ工程での冷却速度は、鋼板の強度を確保するために鋼板中にマルテンサイト組織を最大限生成させるためのものである。よって、冷却速度が低い場合は、フェライトやパーライトなどのように強度の低い組織が形成されるので、２０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却を行う。冷却速度が速いほど、マルテンサイト組織を生成させることが容易であり、製品全体にわたって均一な超高強度を得ることができるので、冷却速度の上限を必ずしも決定する必要はない。ただし、３００℃／ｓｅｃを超える冷却速度を実現することは現実的に非常に難しく、かつ冷却のための追加設備を必要とするだけでなく、非経済的であるため、本発明においては、好ましい冷却速度の上限を３００℃／ｓｅｃにする。
【００５０】
前述したような過程により形成されたブランクは、熱間プレス成形して最終製品の寸法と同じ部品形状に製造し、本発明の冷却速度で冷却することにより、超高強度の製品に製造することができる。以下、本発明の製造方法により製造された製品の特徴をより詳細に説明する。
【実施例】
【００５１】
以下、本発明を下記実施例によりさらに詳細に説明する。
【００５２】
（実施例１）
本実施例は、ＨＰＦ工程後、加熱温度及び加熱保持時間に関連して（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）化合物層がめっき層全体に占める占有率に関するものである。本発明において使用可能な鋼板の組成範囲は特に限定されるものではないが、本実施例で実験に使用された鋼板は、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：５０〜２００ｐｐｍ、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｗ：０．００５〜０．１％、Ｂ：１〜５０ｐｐｍ、残部Ｆｅ及び他の不可避的不純物を含み、Ｔｉ／Ｎ：３．４未満、Ｃｅｑ：０．４８〜０．５８、Ａｒ３温度は６７０〜７２５℃を満たす、複数の熱延鋼板から選択して使用し、めっき浴には９重量％のＳｉを含め、めっき付着量は２０、４０、及び８０ｇ／ｍ２にそれぞれ制御した。それぞれの場合において、加熱温度は８００〜９７０℃に保持し、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の占有率は４０％以上を目標とした。各加熱温度で３〜１０分間保持し、その関係を図２に示した。
【００５３】
図２（ａ）は、めっき付着量が４０〜８０ｇ／ｍ２の条件での（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率４０％の曲線を示すグラフである。めっき付着量が８０ｇ／ｍ２の場合、占有率を４０％以上に制御するためには、９７０℃では７分以上、９００℃では１０分以上加熱する必要があることが分かる。４０％以上の占有率を得るためには、めっき付着量が少ないほど、加熱温度要求値が低くなり、かつ加熱保持時間が短くなることが分かる。
【００５４】
また、図２（ｂ）は、めっき付着量が４０ｇ／ｍ２の場合における、加熱温度及び保持時間の変化に応じた（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率の変化を示すグラフである。図２（ｂ）からも分かるように、加熱温度が高くなり、保持時間が長くなるほど、これらの金属間化合物層の占有率は増加する。
【００５５】
図３は、めっき付着量と（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層の厚さ占有率を加熱温度別に示すものである。図３においては、加熱時間を全て７分に限定した。図３から分かるように、めっき付着量が減少するほど、低い温度でも４０％以上の厚さ占有率を有する（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層が容易に得られた。
【００５６】
本実施例から分かるように、めっき付着量が８０ｇ／ｍ２を超える場合は、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層の占有率を４０％以上にすることが非常に難しく、省エネルギーの面で非効率的である。よって、アルミニウムめっき付着量の上限値は、８０ｇ／ｍ２、好ましくは６０ｇ／ｍ２にしてもよい。また、均一なアルミニウムめっき層を得るためには、最小限２０ｇ／ｍ２以上でなければならないので、アルミニウムめっき付着量の下限値を２０ｇ／ｍ２にしてもよい。
【００５７】
（実施例２）
本実施例においては、アルミニウムめっき鋼板のめっき付着量及びＨＰＦ工程での加熱条件を変更してめっき層中の（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層の厚さ占有率が異なる鋼板を製造し、これらの鋼板に対して引張強度と耐食性をそれぞれ評価した。
【００５８】
前述したように、アルミニウムめっき鋼板又はアルミニウム合金めっき鋼板の製造に使用される素材原板としての熱延鋼板又は冷間圧延された鋼板の成分系と成分含量を特に限定しないが、基本的に、熱間プレス成形後に目的とする強度と微細組織を得ることができ、焼入性を有する組成であれば十分である。なお、実施例で使用された鋼板の組成範囲は重量％で示した。
【００５９】
本発明において使用可能な鋼板の組成範囲は特に限定されるものではないが、本実施例で実験に使用された鋼板は、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：５０〜２００ｐｐｍ、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｗ：０．００５〜０．１％、Ｂ：１〜５０ｐｐｍ、残部Ｆｅ及び他の不可避的不純物を含み、Ｔｉ／Ｎ：３．４未満、Ｃｅｑ：０．４８〜０．５８、Ａｒ３温度は６７０〜７２５℃を満たす、複数の熱延鋼板から選択して使用し、当該熱延鋼板を酸洗処理して冷間圧延し、アルミニウムめっき鋼板素材として使用した。本実施例で使用された各鋼板及び熱処理後の物性実験の結果を下記表１に示した。
【００６０】
【表１】
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【００６１】
上記表１から分かるように、アルミニウムめっき鋼板Ａ〜Ｅは、めっき付着量を鋼板片面基準で２０〜８０ｇ／ｍ２（両面基準で４０〜１６０ｇ／ｍ２）にし、めっき浴のＳｉ組成を全て９重量％にした。また、真空化学蒸着により製造したアルミニウムめっき鋼板Ｆ、Ｇは、Ｓｉが添加されていない純粋アルミニウムを蒸着し、そのめっき付着量は片面基準で２０ｇ／ｍ２（両面基準で４０ｇ／ｍ２）にした。さらに、加熱温度は８７０〜９７０℃、加熱保持時間は５〜１０分の範囲で変化させて測定した。
【００６２】
熱処理が終了した後、引張試験片ＪＩＳ５号を圧延方向と平行な方向に加工して引張性質を評価した。上記表１から分かるように、熱間プレス成形の熱処理後の引張強度は、１５５０〜１６６０ＭＰａの範囲であり、１５００ＭＰａ級引張強度要求値を満たした。
【００６３】
（実施例３）
下記表２は、実施例２の各条件で得られた鋼板断面の合金層を走査電子顕微鏡で観察してめっき層中の金属間化合物層の厚さとそれぞれの耐食性を測定した結果を示したものである。なお、耐食性はＣＣＴ塩水噴霧実験（５％ＮaＣl溶液，３５℃）で評価し、塩水噴霧時間は２４〜９６時間とした。
【００６４】
【表２】
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【００６５】
上記表２から分かるように、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層の厚さが全厚さに占める占有率は、アルミニウムめっき鋼板Ａ〜Ｅの場合、それぞれ９．７、２５．８、４７．２、９４．９、１００％であり、乾式めっき鋼板Ｆ、Ｇの場合、それぞれ８１．４、１００％であった。前述したように、ＨＰＦ熱処理後の（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）めっき層の厚さは、加熱温度と保持時間の関係（図２（ａ）及び図２（ｂ）参照）により決定され、必要な温度及び時間条件を満たしていない場合、アルミニウムめっき付着量が多くなったり、合金化反応が遅くなって（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）層が合金化した全厚さに占める占有率が低くなった。
【００６６】
また、このような（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率による耐食性実験結果を図４に示した。図４は、試料Ｂ、Ｃ、Ｄ、及びＥの耐食性実験結果の写真である。ここで、発錆程度は、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さ占有率が高い場合に著しく減少したことが分かる。すなわち、試料Ｂの条件に比べて試料Ｃ、Ｄ、及びＥの条件で発錆程度が著しく改善された。そして、（Ｆｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ）金属間化合物層の厚さが全厚さに占める占有率が８０％以上の乾式アルミニウムめっきの場合も、試料Ｄ及びＥと類似した結果が得られた。
【００６７】
つまり、本発明のめっき浴条件で製造されたアルミニウムめっき鋼板及びそれを用いた製品は、従来技術に比べて、局部耐食性、特に耐孔食性が著しく改善される効果を奏する。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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