(57)【要約】  本発明は、塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板及びその製造方法に関する。本発明の一側面による熱間プレス成形用鋼板は、素地鋼板、及び上記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、上記めっき層を厚さ方向に切断して観察される表層部の断面で空隙が占める面積の割合が表層部の全面積に対して１０％以上である。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板、及び前記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、
前記めっき層を厚さ方向に切断して観察される表層部の断面において空隙が占める面積の割合が表層部の全面積に対して１０％以上である、
塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項２】
前記めっき層を厚さ方向に切断して観察される表層部の断面において空隙が占める面積の割合が表層部の全面積に対して１５％以上である、請求項１に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項３】
前記めっき層はアルミニウム合金めっき層である、請求項１に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項４】
前記アルミニウム合金めっき層はＦｅの平均含有量が３０重量％以上である、請求項３に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項５】
前記アルミニウム合金めっき層はＦｅの平均含有量が４０重量％以上である、請求項３に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項６】
前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する、請求項１に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項７】
前記素地鋼板の組成は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群より選択された１種以上の合計：０．０１〜４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群より選択された１種以上の合計：０．００１〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％、及びＢ：０．０００１〜０．０１％のうちから１つ以上をさらに含む、請求項６に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板。
【請求項８】
素地鋼板の表面をアルミニウムめっきして巻取ることでアルミニウムめっき鋼板を得る段階と、
前記アルミニウムめっき鋼板を焼鈍してアルミニウム合金めっき鋼板を得る段階と、
前記アルミニウム合金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用鋼板の製造方法であって、
前記アルミニウムめっき量は鋼板の片面基準で３０〜２００ｇ／ｍ２であり、  巻取り時の巻取り張力を０．５〜５ｋｇ／ｍｍ２とし、
前記焼鈍は箱焼鈍炉において５５０〜７５０℃の加熱温度範囲で３０分〜５０時間行い、
前記焼鈍時に、常温から前記加熱温度まで加熱する際の平均昇温速度を２０〜１００℃／ｈとし、且つ４００〜５００℃の区間の平均昇温速度を１〜１５℃／ｈとし、加熱温度−５０℃〜加熱温度区間の昇温速度を１〜１５℃／ｈとし、
前記箱焼鈍炉内雰囲気温度と鋼板温度の差を５〜８０℃とし、
前記アルミニウム合金めっき鋼板を冷却する段階において５００℃まで５０℃／ｈ以下の速度で冷却する、
塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する、請求項８に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記素地鋼板の組成は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群より選択された１種以上の合計：０．０１〜４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群より選択された１種以上の合計：０．００１〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％、及びＢ：０．０００１〜０．０１％のうちから１つ以上をさらに含む、請求項９に記載の塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、塗装密着性及び塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材用鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、石油エネルギー資源の枯渇及び環境に関する関心の高まりに伴い、自動車の燃費向上に対する規制は日々、強化されつつある。
【０００３】
材料の面から、自動車の燃費を向上させるための１つの方法として、用いられる鋼板の厚さを減少させる方法が挙げられるが、厚さを減少させる場合には、自動車の安全性に問題が生じる可能性があるため、必ず鋼板の強度向上が確保される必要がある。
【０００４】
このような理由から、高強度鋼板に対する需要が継続的に発生し、様々な種類の鋼板が開発されている。ところが、かかる鋼板は、それ自体が高い強度を有するため加工性が不良であるという問題がある。すなわち、鋼板の等級別に強度と伸び率の積は常に一定の値を有する傾向を持っていることから、鋼板の強度が高くなる場合には、加工性の指標となる伸び率が減少するという問題があった。
【０００５】
かかる問題を解決するために、熱間プレス成形法が提案されている。熱間プレス成形法は、鋼板を加工しやすい高温で加工した後、これを低い温度で急冷することにより、鋼板内にマルテンサイトなどの低温組織を形成させ、最終製品の強度を高める方法である。この場合、高い強度を有する部材を製造するとき、加工性の問題を最小限に抑えることができるという長所がある。
【０００６】
ところが、上記熱間プレス成形法によると、鋼板を高温で加熱する必要があることから鋼板の表面が酸化し、結果として、プレス成形後に鋼板表面の酸化物を除去する過程が追加されるという問題があった。
【０００７】
かかる問題点を解決するための方法として、米国特許第６，２９６，８０５号公報の発明が提案された。上記発明では、アルミニウムめっきを行った鋼板を熱間プレス成形または常温成形した後、加熱し急冷する過程（単に「後熱処理」とする）を用いている。尚、アルミニウムめっき層が鋼板表面に存在するため、加熱時に鋼板が酸化することはない。
【０００８】
しかし、表面にアルミニウムめっき層が存在して加熱時に鋼板が酸化しなくても、加熱及び成形後に得られる部材は依然として腐食環境に露出するようになる。特に、めっきされた鋼板を加熱する過程においてアルミニウムめっき層に素地鉄が拡散し、鋼板の表面に硬質のＦｅ−Ａｌ系めっき層が形成されるが、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の場合には、硬質であり弱いためめっき層にクラックが発生する可能性があり、結果として、素地鋼板が腐食環境に露出するおそれがある。
【０００９】
このような点を防止するために、熱間プレス成形部材には塗装層が形成される。このとき、優れた塗装密着性を有することが要求される。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の一目的は、塗装密着性に優れ、結果として、塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形部材を製造することができる熱間プレス成形用鋼板を提供することである。
【００１１】
本発明の課題は、上述した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されることができ、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するのに何の難しさもない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の一側面による熱間プレス成形用鋼板は、素地鋼板、及び上記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、上記めっき層を厚さ方向に切断して観察される表層部の断面において空隙が占める面積の割合が表層部の全面積に対して１０％以上であってもよい。
【００１３】
本発明の一実施例において、上記めっき層を厚さ方向に切断して観察される表層部の断面において空隙が占める面積の割合が表層部の全面積に対して１５％以上であってもよい。
【００１４】
本発明の一実施例において、上記めっき層はアルミニウム合金めっき層であってもよい。
【００１５】
本発明の一実施例において、上記アルミニウム合金めっき層はＦｅの平均含有量が３０重量％以上であってもよい。
【００１６】
本発明の一実施例において、上記アルミニウム合金めっき層はＦｅの平均含有量が４０重量％以上であってもよい。
【００１７】
本発明の一実施例において、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。
【００１８】
本発明の一実施例において、上記素地鋼板の組成は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群より選択された１種以上の合計：０．０１〜４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群より選択された１種以上の合計：０．００１〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％、及びＢ：０．０００１〜０．０１％のうちから１つ以上をさらに含むことができる。
【００１９】
本発明の他の側面による熱間プレス成形部材用鋼板の製造方法は、素地鋼板の表面をアルミニウムめっきして巻取ることでアルミニウムめっき鋼板を得る段階と、上記アルミニウムめっき鋼板を焼鈍してアルミニウム合金めっき鋼板を得る段階と、上記アルミニウム合金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用鋼板の製造方法であって、上記アルミニウムめっき量は鋼板の片面基準で３０〜２００ｇ／ｍ２であり、巻取り時の巻取り張力を０．５〜５ｋｇ／ｍｍ２とし、上記焼鈍は箱焼鈍炉において５５０〜７５０℃の加熱温度範囲で３０分〜５０時間行い、上記焼鈍時に、常温から上記加熱温度まで加熱する際の平均昇温速度を２０〜１００℃／ｈとし、且つ４００〜５００℃の区間の平均昇温速度を１〜１５℃／ｈとし、加熱温度−５０℃〜加熱温度区間の昇温速度を１〜１５℃／ｈとし、上記箱焼鈍炉内雰囲気温度と鋼板温度の差を５〜８０℃とし、上記アルミニウム合金めっき鋼板を冷却する段階において５００℃まで５０℃／ｈ以下の速度で冷却することができる。
【００２０】
本発明の一実施例において、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。
【００２１】
本発明の一実施例において、上記素地鋼板の組成は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群より選択された１種以上の合計：０．０１〜４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群より選択された１種以上の合計：０．００１〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％、及びＢ：０．０００１〜０．０１％のうちから１つ以上をさらに含むことができる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明の一側面によると、熱間プレス成形用鋼板が表層部に空隙を含むため、熱間プレス成形後に得られる部材の表面粗さが大きく高まり、良好な塗装密着性を有することができ、結果として、良好な塗装後耐食性も得ることができるようになる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明の一実施例による鋼板のめっき層の切断面を観察した断面写真である。
【図２】発明例１によって製造された鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した成分プロファイルである。
【図３】発明例１によって製造された鋼板のめっき層の断面を観察した走査型電子顕微鏡写真（後方散乱電子画像）である。
【図４】発明例２によって製造された鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した成分プロファイルである。
【図５】発明例２によって製造された鋼板のめっき層の断面を観察した走査型電子顕微鏡写真（後方散乱電子画像）である。
【図６】比較例１によって製造された鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した成分プロファイルである。
【図７】比較例１によって製造された鋼板のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡写真である。
【図８】比較例２によって製造された鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した成分プロファイルである。
【図９】比較例２によって製造された鋼板のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡写真である。
【図１０】比較例３によって製造された鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した成分プロファイルである。
【図１１】比較例３によって製造された鋼板のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２５】
本発明において、部材とは、熱間プレス成形によって製造された部品または部品用材料を意味する。また、鋼板とは、熱間プレス成形前のものを意味する。かかる鋼板は、製造工程中に巻取られてコイル型を有する場合があるが、これをコイルと呼ぶこともある。
【００２６】
図１は、本発明の一実施例による鋼板のめっき層の切断面を観察した断面写真である。図面から分かるように、本発明の鋼板は、素地鋼板、及び素地鋼板の表面に形成されためっき層からなり、めっき層の表層部に多数の空隙（ｐｏｒｅ）を有する。これは、従来の熱間プレス成形用アルミニウムめっき鋼板では観察できない現象である。従来のアルミニウムめっき鋼板では、溶融アルミニウムめっきによって表層部に空隙がほとんど発生しなかったのに対し、本実施例による鋼板ではめっき層の表層部に多数の空隙が形成されることが主な特徴である。本実施例において、表層部とは、表面から深さ１０μｍ以内の領域を意味する（表層が粗い場合には、粗い表面のそれぞれの地点からの深さを測定する）。
【００２７】
鋼板のめっき層の表層部に多数の空隙が含まれる場合には、鋼板を熱間で加熱してプレス成形するにあたり、プレス加工時に加わる応力によって上記表層部の空隙の一部が開放するようになるが、これはめっき層の表面粗さを増加させる役割を果たす。
【００２８】
アルミニウムめっき鋼板を熱間プレス成形して得られる熱間プレス成形用部材は表面まで合金化が起こる。結果として、得られる合金層は、合金化されないアルミニウムめっき層に比べて相対的に安定しているため、塗装密着性を向上させるために行うリン酸との反応性が弱く、通常のリン酸塩処理だけでは塗装密着性を向上させる余地が小さい。もちろん、熱間プレス成形過程における合金化時に粗さが増加することによって、あるレベルまでは塗装密着性を改善させる余地があるが、その改善には限界がある。
【００２９】
したがって、本実施例では、これを改善するために、上述のように、鋼板の段階においてめっき層に空隙を形成させることにより、後のプレス成形時に上記空隙が崩壊して粗さを増加させるのに寄与する。
【００３０】
このために、鋼板のめっき層を厚さ方向に切断して観察される表層部の断面において空隙が占める面積の割合が表層部の全面積に対して１０％以上であってもよく、１５％以上であってもよい。この場合、上記鋼板を熱間プレス成形すると、表面粗さが向上し、塗装密着性とそれに伴う塗装後耐食性を大幅に向上させることができる。塗装密着性やそれに伴う塗装後耐食性の面から、表面粗さの上限を特に制限する必要はないが、上記空隙率は、通常７０％以下または６０％以下で決定されることができる。空隙率を測定する方法として、いくつかの方法が挙げられるが、本発明の一実施例において、画像解析器（Ｉｍａｇｅ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて空隙が存在する部分の割合を測定する方法を用いることができる。
【００３１】
本発明では、このように表層部の空隙率が高いめっき層を鋼板表面に形成させるために、めっき層をアルミニウム合金めっき層とすることができ、一実施例では、Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層とすることができる。本発明の一実施例によると、Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層は、Ａｌめっき鋼板を適切な条件で合金化することにより得ることができる。すなわち、本発明では、Ａｌめっき鋼板を適切な条件で加熱すると、めっき層のＡｌと素地鋼板のＦｅの間に拡散が起こってＡｌとＦｅが合金化するが、その過程で表層部に多数の空隙が形成されるという現象を利用したものである。
【００３２】
このとき、空隙の形成のために、めっき層のＦｅの平均含有量が３０重量％以上であることができ、より好ましくは４０重量％以上、さらに好ましくは５０重量％以上であることができる。すなわち、十分な合金化が起こらないと、表層部で空隙が得られないため、めっき層のＦｅの平均含有量は、３０重量％、４０重量％、または５０重量％以上であることができる。Ｆｅの平均含有量の上限は特に決定する必要はないが、合金化の効率などを考慮すると、８０重量％以下で決定することもできる。ここで、Ｆｅの平均含有量とは、全めっき層中のＦｅ含有量の平均を意味し、測定方法にはいくつかの方法があるが、本実施例では、グロー放電分光分析（Ｇｌｏｗ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ  ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；単にＧＤＳとする）法によりめっき層の表面から鋼板の界面まで分析したときに表される深さ（厚さ）によるＦｅの含有量の曲線を積分した後、これをめっき層の厚さで割った値として用いることができる。めっき層と鋼板の界面を判断する基準にはいくつかの方法があり得るが、本実施例では、ＧＤＳの結果から、Ｆｅの含有量が母材のＦｅ含有量の９２％である点をめっき層と鋼板の界面と規定することができる。
【００３３】
本発明の鋼板は、熱間プレス成形用鋼板であって、熱間プレス成形に用いられることができればその組成は特に制限しない。但し、本発明の一側面によると、重量％で（以下、特に異ならせて表現しない限り、本発明の鋼板及びめっき層の組成は、重量を基準にすることに留意する必要がある）、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、及びＮ：０．０２％以下を含む組成を有することができる。
【００３４】
Ｃ：０．０４〜０．５％
上記Ｃは、熱処理部材の強度を向上させるための不可欠な元素であって、適正量で添加することができる。すなわち、熱処理部材の強度を十分に確保するために、上記Ｃは０．０４％以上添加することができる。一実施例において、上記Ｃの含有量の下限は０．１％であることができる。但し、その含有量が高すぎると、冷延材を生産する場合、熱延材を冷間圧延する際に熱延材の強度が高すぎ、冷間圧延性が大きく劣化するだけでなく、点溶接性を大きく低下させるため、十分な冷間圧延性及び点溶接性を確保するために０．５％以下添加することができる。また、上記Ｃの含有量は、０．４５％以下、または０．４％以下とその含有量を制限することもできる。
【００３５】
Ｓｉ：０．０１〜２％
上記Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加される必要があるだけでなく、熱間プレス成形部材の強度に最も大きく影響を与える炭化物の生成を抑制するとともに、熱間プレス成形におけるマルテンサイトの生成後に、マルテンサイトのラス（ｌａｔｈ）粒界に炭素を濃化させて残留オーステナイトを確保する役割を果たす。したがって、Ｓｉは０．０１％以上の含有量で添加することができる。また、圧延後の鋼板にアルミニウムめっきを行う際に、十分なめっき性を確保するために、上記Ｓｉの含有量の上限を２％で決定することができる。本発明の一実施例では、上記Ｓｉの含有量を１．５％以下に制限することもできる。
【００３６】
Ｍｎ：０．０１〜１０％
上記Ｍｎは、固溶強化の効果を確保することができるだけでなく、熱間プレス成形部材においてマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を下げるために、０．０１％以上の含有量で添加することができる。また、鋼板の強度を適切に維持することにより、熱間プレス成形工程の作業性を確保するとともに、製造コストを削減し、点溶接性を向上させる点から、上記Ｍｎの含有量は１０％以下にすることができる。本発明の一実施例では、９％以下、または８％以下とすることができる。
【００３７】
Ａｌ：０．００１〜１．０％
上記Ａｌは、Ｓｉとともに製鋼において脱酸作用を行って鋼の清浄度を高めることができるため、０．００１％以上の含有量で添加することができる。また、Ａｃ３温度が高すぎないようにして熱間プレス成形時に必要な加熱を適切な温度範囲で行うことができるようにするために、上記Ａｌの含有量は１．０％以下とすることができる。
【００３８】
Ｐ：０．０５％以下
上記Ｐは、鋼内に不純物として存在し、できる限りその含有量が少ないほど有利である。したがって、本発明の一実施例において、Ｐは０．０５％以下の含有量で含まれることができる。本発明の他の一実施例において、Ｐは０．０３％以下に制限されることもできる。Ｐは少なければ少ないほど有利な不純物元素であるため、その含有量の上限を特に決定する必要はない。但し、Ｐの含有量を過度に下げるためには製造コストが上昇するおそれがあるため、これを考慮すると、その下限を０．００１％とすることもできる。
【００３９】
Ｓ：０．０２％以下
上記Ｓは、鋼中不純物として部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を阻害する元素であるため、最大含有量を０．０２％とする（好ましくは０．０１％以下）。また、その最小含有量が０．０００１％未満では、製造コストが上昇する可能性があるため、本発明の一実施例において、その含有量の下限を０．０００１％とすることができる。
【００４０】
Ｎ：０．０２％以下
上記Ｎは、鋼中に不純物として含まれる元素であって、スラブの連続鋳造時にクラック発生に対する敏感度を減少させ、衝撃特性を確保するためには、その含有量が低いほど有利であることから、０．０２％以下含むことができる。ここで、下限を特に決定する必要があるが、製造コストの上昇などを考慮して、一実施例では、Ｎの含有量を０．００１％以上で決定することができる。
【００４１】
本発明では、必要に応じて、上述した鋼の組成に加えて、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群より選択された１種以上の合計：０．０１〜４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群より選択された１種以上の合計：０．００１〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％、及びＢ：０．０００１〜０．０１％のうちから１つ以上をさらに添加することができる。
【００４２】
Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群より選択された１種以上の合計：０．０１〜４．０％
上記Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷは、硬化能の向上と、析出強化の効果による強度及び結晶粒微細化を確保することができるため、これらのうち１種以上を含有量合計基準で０．０１％以上添加することができる。また、部材の溶接性を確保するために、その含有量を４．０％以下に制限することもできる。尚、これら元素の含有量が４．０％を超えると、それ以上の効果上昇も弱くなるため、含有量を４．０％以下に制限する場合には、追加の元素添加によるコストの上昇を防止することもできる。
【００４３】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群より選択された１種以上の合計：０．００１〜０．４％
上記Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、微細析出物の形成によって熱処理部材の鋼板の向上と、結晶粒微細化によって残留オーステナイトの安定化、及び衝撃靭性の向上に効果があるため、これらのうち１種以上を含有量合計で０．００１％以上添加することができる。但し、その添加量が０．４％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、過度な合金鉄の添加が原因となってコストの上昇を招く可能性がある。
【００４４】
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％
上記Ｃｕ及びＮｉは、微細析出物を形成して強度を向上させる元素である。上述した効果を得るために、これらのうち１つ以上の成分の合計を０．００５％以上とすることができる。但し、その値が２．０％を超えると、過度なコスト増加となるため、その上限を２．０％とする。
【００４５】
Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％
上記Ｓｂ及びＳｎは、Ａｌ−Ｓｉめっきのための焼鈍熱処理時に、表面に濃化してＳｉまたはＭｎ酸化物が表面に形成されることを抑制することで、めっき性を向上させることができる。このような効果を得るために、０．００１％以上添加することができる。但し、その添加量が１．０％を超えると、過度な合金鉄のコストだけでなく、スラブの粒界に固溶し、熱間圧延時のコイルのエッジ（ｅｄｇｅ）クラックを誘発させる可能性があるため、その上限を１．０％とする。
【００４６】
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
上記Ｂは、少量の添加でも硬化能を向上させるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析されて、Ｐまたは／及びＳの粒界偏析による熱間プレス成形部材の脆性を抑制することができる元素である。したがって、Ｂは０．００１％以上添加することができる。但し、０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延において脆性をもたらすため、その上限を０．０１％とすることができる。一実施例では、上記Ｂの含有量を０．００５％以下とすることができる。
【００４７】
上述した成分以外の残部としては、鉄及び不可避不純物を挙げることができるが、熱間成形用鋼板に含まれることができる成分であれば特に制限しない。
【００４８】
以下、本発明の他の一側面による熱間プレス成形用鋼板の製造方法の一例を説明すると以下のとおりである。但し、後述の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、１つの例示であって、本発明の熱間プレス成形用鋼板が必ずしもこの製造方法により製造される必要はなく、いかなる製造方法であっても、本発明の特許請求の範囲を満たす方法であれば、本発明の各実施例を実現するために用いるのに何の問題がないことに留意すべきである。
【００４９】
本発明の鋼板は、熱間圧延または冷間圧延された素地鋼板を用いており、上記素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっきを行い、めっき鋼板に焼鈍処理を施すことにより得ることができる。
【００５０】
［アルミニウムめっき工程］
本発明の一実施例では、素地鋼板を用意し、上記素地鋼板の表面を適切な条件でアルミニウムめっきして巻取ることでアルミニウムめっき鋼板（コイル）を得る過程が行われる。
【００５１】
＜片面当たりに３０〜２００ｇ／ｍ２のめっき量で素地鋼板の表面をアルミニウムめっきする＞
圧延された鋼板の表面にアルミニウムめっき処理を施すことができる。アルミニウムめっきは、通常、「ｔｙｐｅ  Ｉ」と命名されるＡｌＳｉめっき（８０％以上のＡｌと５〜２０％のＳｉとを含み、必要によっては追加の元素も含むことが可能）、及び「ｔｙｐｅ  ＩＩ」と命名されるＡｌを９０％以上含み、必要によっては追加の元素を含むめっきをともに用いることができる。めっき層を形成するために溶融アルミニウムめっきを行うことができ、めっき前の鋼板に対して焼鈍処理を施すこともできる。めっき時における適切なめっき量は、片面当たりに３０〜２００ｇ／ｍ２である。めっき量が多すぎる場合には、表面まで合金化するのに時間が過度にかかることがあり、逆にめっき量が少なすぎる場合には十分な耐食性を得ることが難しい。
【００５２】
＜めっき後に、巻取り張力を０．５〜５ｋｇ／ｍｍ２とする＞
めっき後の鋼板を巻取ってコイルを得るとき、コイルの巻取り張力を調節することができる。コイルの巻取り張力の調節に応じて、後で行われる焼鈍処理時のコイルの合金化挙動及び表面品質が異なり得る。
【００５３】
［焼鈍処理］
上述した過程によってアルミニウムめっきされた鋼板に対して、次のような条件で焼鈍処理を施してアルミニウム合金めっき鋼板を得る。
【００５４】
＜箱焼鈍炉において５５０〜７５０℃の範囲で３０分〜５０時間行う＞
アルミニウムめっき鋼板（コイル）は、箱焼鈍炉（Ｂａｔｃｈ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ  ｆｕｒｎａｃｅ）で加熱される。鋼板を加熱するとき、熱処理目標温度及び維持時間は、鋼板温度を基準に５５０〜７５０℃の範囲内（本発明では、この温度範囲のうち素材が到達する最高温度を加熱温度と呼ぶ）で３０分〜５０時間維持することが好ましい。ここで、維持時間とは、コイル温度が目標温度に達してから冷却開始するまでの時間を意味する。本発明の一実施例では、合金化が十分に行われない場合には、ロールレベリング時にめっき層が剥離する可能性があることから、十分な合金化のために加熱温度を５５０℃以上とすることができる。また、表層に酸化物が大量に生成されることを防止し、点溶接性を確保するために、上記加熱温度は７５０℃以下とすることができる。尚、めっき層を十分に確保するとともに、生産性の低下を防止するためには、上記維持時間は３０分〜５０時間で決定することができる。本発明の一実施例において、鋼板の温度は、加熱温度に到達するまで冷却過程なしに温度が上昇し続ける形のパターンを有することができる。
【００５５】
＜平均昇温速度を２０〜１００℃／ｈにして加熱温度まで加熱する＞
上述した加熱温度で鋼板を加熱するとき、十分な生産性を確保するとともに、全鋼板（コイル）でめっき層を均一に合金化させるために、全温度区間（常温から加熱温度までの区間）に対する鋼板（コイル）温度を基準とする平均昇温速度を２０〜１００℃／ｈとすることができる。また、全体的な平均昇温速度は、上記の数値範囲で制御することができるが、本発明の一実施例では、後述のように、特定の温度区間の昇温速度をともに制御して、本発明の課題を達成するようにした。本発明の他の一実施例では、上記全温度区間の平均昇温速度を７０℃／で決定することができる。
【００５６】
＜昇温時の４００〜５００℃の区間の平均昇温速度を１〜１５℃／ｈにして加熱する＞
本発明の一実施例では、圧延時に混入した圧延油が気化する上記温度区間において圧延油が残存し、表面の汚れなどを引き起こすことを防止するとともに、十分な生産性を確保するために、昇温時の４００〜５００℃の区間の平均昇温速度を１〜１５℃／ｈにして加熱することができる。本発明の一実施例では、上記昇温時の４００〜５００℃の区間の平均昇温速度の下限を４℃／ｈｒとすることができ、他の一実施例では、昇温時の４００〜５００℃の区間の平均昇温速度の下限を５℃／ｈｒとすることができる。
【００５７】
＜昇温時の加熱温度−５０℃〜加熱温度区間の平均昇温速度を１〜１５℃／ｈにして加熱する＞
合金化時のスティッキング（コイル間の表面が合金化してくっつく表面欠陥）を防止し、空隙が十分に形成されることができるようにするとともに、十分な生産性を確保するために、昇温時の加熱温度−５０℃〜加熱温度区間の平均昇温速度１〜１５℃／ｈにして加熱することができる。本発明の一実施例において、上記区間の平均昇温速度の下限を４℃／ｈで決定することができ、他の一実施例では、上記区間の平均昇温速度の下限を５℃／ｈで決定することができる。
【００５８】
＜箱焼鈍炉内の雰囲気温度と鋼板温度の差を５〜８０℃とする＞
一般の箱焼鈍炉の加熱は、鋼板（コイル）を直接加熱する方式よりは、焼鈍炉内の雰囲気温度の上昇を介して鋼板（コイル）を加熱する方式を取る。この場合、雰囲気温度と鋼板温度の差は避けられないが、鋼板内の位置別材質とめっき品質の偏差を最小限に抑えるために、熱処理目標温度に達する時点を基準に雰囲気温度とコイル温度の差を８０℃以下とすることができる。温度差はできる限り小さくすることが理想的であるが、昇温速度を遅くして、全体の平均昇温速度の条件を満たすことは難しくなりうるため、これを考慮すると、５℃以上とすることができる。ここで、鋼板の温度とは、装入された鋼板（コイル）の底部（コイルのうち最も低い部分を意味する）の温度を測定したことを意味し、雰囲気温度とは、加熱炉の内部空間の中心で測定した温度を意味する。
【００５９】
［冷却工程］
＜焼鈍後に、５００℃まで５０℃／ｈ以下の速度で冷却する＞
目標温度で一定時間を維持した後、アルミニウム合金めっき鋼板（コイル）を冷却する。冷却方法としては、炉冷、空冷、水冷など様々な方法を適用することができ、冷却区間全体の平均冷却速度は特に制限されず、生産性向上のために迅速に冷却してもよい。但し、スティッキング欠陥を防止し、材質均一性を確保するとともに、空隙を十分に形成させるためには、加熱後に、５００℃までの温度区間の冷却速度を５０℃／ｈ以下とすることができる。下限は特に限定されないが、生産性を考慮して１℃／ｈ以上とすることができる。
【実施例】
【００６０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
【００６１】
（実施例）
＜鋼板の製造＞
発明例１
下記表１の組成を有する熱間プレス成形用冷間圧延鋼板を用意した。鋼板の表面にＡｌ−９％Ｓｉ−２．５％Ｆｅの組成を有する「ｔｙｐｅ  Ｉ」のめっき浴で鋼板を表面めっきした。めっき時におけるめっき量は片面当たりに７０ｇ／ｍ２に調節し、めっき後の巻取り張力を２．２ｋｇ／ｍｍ２に調節してコイルを巻取った。
【００６２】
【表１】
2020521883.tif 000003
【００６３】
めっきされた鋼板を箱焼鈍炉において次の条件で６５０℃まで加熱した。
６５０℃までの全体の平均昇温速度：２０℃／ｈ
４００〜５００℃の温度区間の平均昇温速度：１０℃／ｈ
６００〜６５０℃の温度区間の平均昇温速度：１０℃／ｈ
加熱温度における雰囲気とコイルの間の温度差：３０℃
【００６４】
加熱後に、同一の温度で１０時間維持してから鋼板を５００℃まで４０℃／ｈの平均冷却速度で冷却した後、１００℃まで５５℃／ｈの平均冷却速度で冷却して熱間プレス成形用鋼板を得た。
【００６５】
鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した結果、図２のような形の成分プロファイルを得ることができ、これに基づいて計算された平均Ｆｅの含有量は５１．５重量％であった。鋼板の断面状は、図３に示すように、素地鋼板の外面にめっき層が形成されており、形成されためっき層の表面から厚さ方向における１０μｍの地点までの表層部に該当する部分に形成された空隙の面積率が２２．８％であることが確認できた。
【００６６】
発明例２
上記表１の組成を有する鋼板の表面にＡｌ−９％Ｓｉ−２．５％Ｆｅの組成を有する「ｔｙｐｅ  Ｉ」のめっき浴に鋼板を表面めっきした。めっき時におけるめっき量は、片面当たりに８０ｇ／ｍ２に調節し、めっき後の巻取り張力を２ｋｇ／ｍｍ２に調節してコイルを巻取った。
【００６７】
その後、めっきされた鋼板を箱焼鈍炉において次の条件で７００℃まで加熱した。
７００℃までの全体の平均昇温速度：２０℃／ｈ
４００〜５００℃の温度区間の平均昇温速度：１２℃／ｈ
６５０〜７００℃の温度区間の平均昇温速度：８℃／ｈ
加熱温度における雰囲気とコイルの間の温度差：４０℃
【００６８】
加熱後に、同一の温度で１時間維持してから鋼板を５００℃まで３０℃／ｈの平均冷却速度で冷却した後、１００℃まで５７℃／ｈの平均冷却速度で冷却して熱間プレス成形用鋼板を得た。
【００６９】
鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した結果、図４のような形の成分プロファイルを得ることができ、これに基づいて計算された平均Ｆｅの含有量は５３．７重量％であった。鋼板の断面状は、図５に示すように、素地鋼板の外面にめっき層が形成されており、形成されためっき層の表面から厚さ方向における１０μｍの地点までの表層部に該当する部分に形成された空隙の面積率が２８．５％であることが確認できた。
【００７０】
比較例１
上記発明例１と同一であるが、めっきだけを行い、加熱及び冷却は行っていないアルミニウムめっき鋼板を比較例１とした。
【００７１】
鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した結果、図６のような形の成分プロファイルを得ることができ、これに基づいて計算された平均Ｆｅの含有量は２３．６重量％であった。鋼板の断面状は、図７に示すように、素地鋼板の外面にめっき層が形成されており、形成されためっき層の表面から厚さ方向における１０μｍの地点までの表層部に該当する部分に空隙はほとんど形成されていないことが確認できた。すなわち、形成された空隙の面積率は０％であった。
【００７２】
比較例２
上記発明例２と同一であるが、めっきだけを行い、加熱及び冷却は行っていないアルミニウムめっき鋼板を比較例２とした。
【００７３】
鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した結果、図８のような形の成分プロファイルを得ることができ、これに基づいて計算された平均Ｆｅの含有量は２１重量％であった。鋼板の断面状は、図９に示すように、素地鋼板の外面にめっき層が形成されており、形成されためっき層の表面から厚さ方向における１０μｍの地点までの表層部に該当する部分に空隙はほとんど形成されていないことが確認できた。すなわち、形成された空隙の面積率は０％であった。
【００７４】
比較例３
上記表１の組成を有する鋼板の表面にＡｌ−９％Ｓｉ−２．５％Ｆｅの組成を有する「ｔｙｐｅ  Ｉ」のめっき浴に鋼板を表面めっきした。めっき時におけるめっき量は片面当たりに９０ｇ／ｍ２に調節し、めっき後の巻取り張力を２ｋｇ／ｍｍ２に調節してコイルを巻取った。
【００７５】
その後、めっき鋼板を箱焼鈍炉において次の条件で６５０℃まで加熱した。
６５０℃までの全体の平均昇温速度：５０℃／ｈ
４００〜５００℃の温度区間の平均昇温速度：１０℃／ｈ
６００〜６５０℃の温度区間の平均昇温速度：７０℃／ｈ
加熱温度における雰囲気とコイルの間の温度差：３０℃
【００７６】
加熱後に、同一の温度で１０時間維持してから鋼板を５００℃まで４５℃／ｈの平均冷却速度で冷却した後、１００℃まで６０℃／ｈの平均冷却速度で冷却して熱間プレス成形用鋼板を得た。
【００７７】
鋼板のめっき層をＧＤＳ分析器で分析した結果、図１０のような形の成分プロファイルを得ることができ、これに基づいて計算された平均Ｆｅの含有量は４８．４重量％であった。鋼板の断面状は、図１１に示すように、素地鋼板の外面にめっき層が形成されており、形成されためっき層の表面から厚さ方向における１０μｍの地点までの表層部に該当する部分に形成された空隙の面積率が３．５％であることが確認できた。
【００７８】
＜熱間プレス成形＞
上記発明例１、２、及び比較例１〜３の鋼板を９５０℃に加熱し、上記温度で５分間維持した後、プレスによって加圧しながら急冷する熱間プレス成形を行って熱間プレス成形部材を得た。
【００７９】
得られた部材の断面を観察して表面粗さ（Ｒａ）を観察し、その結果を下記表２に示した。
【００８０】
【表２】
2020521883.tif 000004
【００８１】
上記表２から確認できるように、発明例１及び発明例２はそれぞれ、表面粗さ（Ｒａ）が２．０１μｍ及び２．２３μｍであるのに対し、比較例１、比較例２、及び比較例３は、表面粗さ（Ｒａ）が１．１２μｍ、１．２７μｍ、及び１．４８μｍに過ぎなかった。
【００８２】
上記各発明例及び比較例から得られた部材にリン酸塩処理及び電着塗装を行い、鋼板の表面に十字溝を形成した後、複合腐食試験（Ｃｙｃｌｉｃ  ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  ｔｅｓｔ）を行い、十字溝にブリスターが発生する程度を観察した。複合腐食試験は、「湿潤雰囲気露出２時間−塩水噴霧露出２時間−乾燥１時間−湿潤雰囲気露出６時間−乾燥２時間−湿潤雰囲気露出６時間−乾燥２時間−冷却３時間」の２４時間を１サイクルとし、合計５０サイクルを維持した。発明例１及び２は両方ともブリスターの最大幅が１ｍｍ以下であるのに対し、比較例１、２、及び３は、ブリスターの最大幅がそれぞれ３．２ｍｍ、２．９ｍｍ、及び２．４ｍｍと発明例に比べて塗装後耐食性が劣化することが確認できた。
【００８３】
したがって、本発明の有利な効果が確認できた。
【図１】
2020521883.tif 000005
【図２】
2020521883.tif 000006
【図３】
2020521883.tif 000007
【図４】
2020521883.tif 000008
【図５】
2020521883.tif 000009
【図６】
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【図７】
2020521883.tif 000011
【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【国際調査報告】
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2020521883.tif 000018
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