ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法
【課題】ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法において、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、生産性を向上させる。
【解決手段】本発明によれば、鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、前記Ａｌめっき層と前記鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、を有し、前記Ａｌめっき層の厚みは３μｍ以上１０μｍ以下であり、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みは６μｍ以上であり、前記Ａｌめっき層の厚みと前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みとの和は１０μｍ以上３０μｍ以下であり、前記Ａｌめっき層と前記Ｆｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板が提供される。製造方法としては、ボックス焼鈍炉内で、酸素：体積３％以上を含有する雰囲気下で温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値４５０〜２００００℃・時間の条件で加熱する。
【解決手段】本発明によれば、鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、前記Ａｌめっき層と前記鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、を有し、前記Ａｌめっき層の厚みは３μｍ以上１０μｍ以下であり、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みは６μｍ以上であり、前記Ａｌめっき層の厚みと前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みとの和は１０μｍ以上３０μｍ以下であり、前記Ａｌめっき層と前記Ｆｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板が提供される。製造方法としては、ボックス焼鈍炉内で、酸素：体積３％以上を含有する雰囲気下で温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値４５０〜２００００℃・時間の条件で加熱する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法に関し、特に、塗装後耐食性及び生産性に優れるホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）などにおいて、高強度と高成形性を両立する鋼板が望まれており、これに対応するものの１つとして、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。このＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板を製造することは可能であるが、さらに高強度、例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度鋼で成形性を確保することは困難である。
【０００３】
このような状況で、高強度及び高成形性を両立するものとして最近注目を浴びているのが、ホットプレス（熱間プレス、ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。このホットプレスは、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域で加熱した後に熱間で成形することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼きを入れて所望の材質を得るというものである。
【０００４】
ホットプレスは、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、この際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成するため、スケールを除去する工程が必要であった。ところが、このような後工程には、スケールの除去能や環境負荷等の観点からの対応策の必要性等の問題があった。
【０００５】
これを改善する技術として、ホットプレス用の鋼板としてＡｌめっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献１〜４を参照）。
【０００６】
【特許文献１】特開平９−２０２９５３号公報
【特許文献２】特開２００３−１８１５４９号公報
【特許文献３】特開２００３−４９２５６号公報
【特許文献４】特開２００３−２７２０３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１〜３に記載された技術は、炉加熱のような昇温速度が緩やかな加熱条件を前提としている。このような加熱条件の場合、塗装後耐食性を確保するためには、高めっき付着量とすることが必要であった。ただし、付着量が多過ぎると熱間での成形時にめっきが剥離する懸念があり、また、金型にＡｌ−Ｆｅ粉が付着する場合もあり、これらによりホットプレス工程自体の生産性が低下する、という問題があった。
【０００８】
また、炉加熱の場合には、通常、鋼板の昇温速度３〜５℃／秒程度であり、ホットプレスにより成形できる鋼板は２〜４個／分程度と非常に生産性が低い。
【０００９】
特許文献４は、約２０℃／秒という、比較的早い昇温であり、このようなときには溶融したメタルが垂れるという課題が示されている。これを解決するために融点以下の温度で緩やかに昇温させてこの間に合金化（めっきと鋼板が反応して金属間化合物へと変化する現象をこう呼ぶ）を進行させることでめっきの融点を上昇させることが示されている。しかし、この場合も例えば、３０μｍ厚みのめっき層では６０秒の緩やかな加熱が必要とされており、合計加熱時間は１００秒必要となっている。従って、生産性向上という観点からはまだ改善の余地があった。
【００１０】
ホットプレスの生産性を向上させるためには通電加熱や誘導加熱等のような電気を使用する加熱方式で急速加熱を行うことが有効である。しかし急速に加熱すると特許文献４にも記載されている垂れが発生して局部的にめっき厚みが厚くなるなど、めっき厚みが不均一になる、という問題があった。垂れの本質的な原因は、加熱過程でめっきが合金化する前に溶融することにある。すなわち合金化すると、融点が上昇するためこのような現象は起こらないが、急速に昇温するとＡｌの融点である６６０℃以上でめっきが溶解し、重力や電磁力で移動する現象が観察される。このようなめっき厚みが不均一なめっき鋼板は、プレス時に型に噛みこんだり、凝着したりするため、生産性を大きく阻害する。すなわちこの垂れ現象を克服することで生産性向上を達成することが可能となる。
【００１１】
そこで、本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法において、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、生産性を向上させることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ホットプレス工程直前の加熱工程前における、Ａｌめっき層、及び、当該めっき層と鋼板との間に存在するＦｅ−Ａｌ合金層の厚みを適切に制御することにより、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、ホットプレスの生産性を向上させることができることを見出し、このような知見に基づいて本発明を完成するに至った。
【００１３】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、前記Ａｌめっき層と前記鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、を有し、前記Ａｌめっき層の厚みは３μｍ以上１０μｍ以下であり、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みは６μｍ以上であり、前記Ａｌめっき層の厚みと前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みとの和は１０μｍ以上３０μｍ以下であり、前記Ａｌめっき層と前記Ｆｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板。
（２）鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍炉内で、酸素：３体積％以上を含有する雰囲気下で温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値４５０〜２００００℃・時間の条件での条件で加熱することを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
（３）鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）内で７５０〜９５０℃に加熱することで連続的に合金化処理を行うことを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
（４）前記Ａｌめっきの組成として、Ｓｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする、請求項２または３に記載のホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法において、ホットプレス工程直前の加熱工程前における、Ａｌめっき層の厚みを所定の厚み以下にするとともに、Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和を所定の厚み以上とすることにより、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、生産性を向上させることが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
【００１６】
［本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の概要］
上述したように、上記特許文献１〜３に記載された技術では、加熱に約２００秒以上を掛けるような低生産性プロセスであった。ホットプレスの生産性を向上させるために、通電加熱等により急速加熱を行うと、特許文献４に記載されているように、鋼板表面に溶融しためっきの垂れが発生するという問題もあった。ここで電気を用いた加熱方法における垂れについて述べる。高周波加熱、通電加熱のいずれも、鋼板を電流が流れることで鋼板の抵抗発熱を利用した加熱方法である。ところが、鋼板に電流が流れると、磁界が生じ、電流と磁界との相互作用で力が生じる。この力のために溶融した金属が移動する。加熱方法により電流の方向は様々に変わるため一概には言えず、鋼板の中央部が厚くなる場合や、逆に鋼板の端部が厚くなる場合がありうる。また、ブランク材を縦置きにした場合、重力に引かれてブランク材下部のめっきが厚くなる場合もある。
【００１７】
本発明者らの検討の結果によれば、このめっきの垂れを防止するためには、めっき付着量を減らせば良いことがわかっている。例えば、Ａｌめっき鋼板を使用して昇温速度を５０℃／秒以上で昇温温度９００〜１２００℃とした場合には、めっき付着量が片面で３０ｇ／ｍ２では、めっきの垂れが発生せずに平滑な表面となるが、めっき付着量が片面で６０ｇ／ｍ２では、溶融しためっきの垂れが発生するという実験例が得られている。一方、めっきの垂れを防止するために、めっき付着量を減らすと、十分な塗装後耐食性を確保することができない。すなわち、生産性の向上と耐食性の確保とはトレードオフの関係にあるため、従来は、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備えるホットプレス用めっき鋼板は得られていなかった。
【００１８】
そこで、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備えるホットプレス用めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った結果、加熱工程におけるめっきの垂れは、加熱工程前のＡｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層のうち、Ａｌめっき層が溶融することにより生じるものである、という知見を得た。すなわち、本発明者らは、Ａｌめっき層はＡｌを主体としているため融点が低く、通電加熱等を用いた急速加熱により、溶融したＡｌを主体とする金属が電流の導通電路の収縮位置に引き寄せられる結果、通電方向に沿っためっきの垂れが発生するためである、と考えている。一方、Ｆｅ−Ａｌ合金層は、Ａｌめっき層とは異なり融点が高いため、ホットプレス前の加熱工程における加熱では溶融せず、その結果、めっきの垂れには寄与しないものと考えられる。
【００１９】
以上の検討の結果より、めっきの垂れを防止するために表層のＡｌめっき層の厚みをできるだけ薄くするとともに、塗装後耐食性を確保するためにＦｅ−Ａｌ合金層の厚みを厚くして、全体（Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層の全体）として十分な厚みを確保することにより、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備えるホットプレス用めっき鋼板を得ることができる、という知見が得られ、この知見に基づいて本発明が完成された。
【００２０】
付着量が片面６０ｇ／ｍ２以上のＡｌめっき材を部分的に合金化させるためには、温度を７５０℃以上に昇温させるか、あるいは６００℃以下で数十時間加熱する必要がある。７５０℃以上に昇温する際には特に異常な現象は認められない。しかし、通常の連続ＡｌめっきラインでＡｌめっき後このような高温まで昇温することは困難で、コイルをボックス焼鈍する方が容易である。ところが、コイルをボックス焼鈍する際に、幾つかの課題がある。１つはＡｌ−１０％Ｓｉの融点は約６００℃のため、融点近傍では軟化したＡｌが融着する懸念がある。温度を低下させるとこの懸念は無くなる。更に、窒素雰囲気や窒素−水素の混合雰囲気中で加熱すると、途中で合金化が停止してしまうとの現象が観察された。これは合金化が途中まで進行すると、ボイド（空孔）がＡｌめっき−合金層の界面に集積してしまう現象である。このボイドはいわゆるカーケンドルボイド、つまりＡｌとＦｅの拡散速度のギャップにより生成するボイドと考えられる。この現象が起こると、もはやそれ以上合金化は進行せず、ボイドの集積が進行した結果、合金化していないＡｌ部が剥離してしまう。この現象を防止するためには焼鈍雰囲気中に酸素を３体積％以上含有させることが重要で、このような雰囲気では、合金化が表面まで進行する。雰囲気がボイドの集積状況と合金化へ影響する理由は現段階では不明であるが、例えば、拡散速度のギャップに伴い局部的な格子欠陥密度が上昇してボイドを形成する際には、新たな表面が形成される必要があり、この表面エネルギーに雰囲気が影響している可能性がある。
【００２１】
［本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の構成］
すなわち、本発明によれば、鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、Ａｌめっき層と鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、を有し、Ａｌめっき層の厚みが３μｍ以上１０μｍ以下であり、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みが６μｍ以上であり、Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が１０μｍ以上３０μｍ以下であり、かつ、Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であるホットプレス用めっき鋼板を得ることができる。
【００２２】
（一般的な合金層の構造について）
続いて、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の構成について説明する前に、その前提として、図１を参照しながら、Ａｌめっき鋼板を加熱することにより得られる一般的な合金層の構造について説明する。なお、図１は、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の構造の一般的な例を示す光学顕微鏡写真である。
【００２３】
ホットプレス前のＡｌめっき鋼板のめっき層は、表層よりＡｌ−Ｓｉ層及びＦｅＡｌＳｉ合金層から成る。このめっき層は、ホットプレス工程で９００℃程度に加熱されることでＡｌ−Ｓｉと鋼板中Ｆｅとの相互拡散が起こり、全体がＡｌ−Ｆｅ化合物へ変化する。このとき、Ａｌ−Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する相も生成する。
【００２４】
ここで、図１に示すように、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後のＦｅ−Ａｌ合金層は、一般に５層構造となることが多い。これら５層を図１では、めっき鋼板表面から順に、１層〜５層で表している。第１層、第３層の層中のＡｌ濃度は約５０質量％、第２層中のＡｌ濃度は約３０質量％、第４層、第５層中のＡｌ濃度はそれぞれ１５〜３０質量％、１〜１５質量％の幅を持つ組成となる。残部はＦｅ及びＳｉである。第４層と第５層の界面付近にボイドの生成が観察されることもある。このような合金層の耐食性はＡｌ含有量にほぼ依存し、Ａｌ含有量が高いほど耐食性に優れる。従って、第１層、第３層が最も耐食性に優れている。なお、第５層の下部の組織は鋼素地であり、マルテンサイトを主体とする焼入組織となっている。
【００２５】
図２に、Ｆｅ−Ａｌの二元系状態図を示す。この図２を参照すれば、第１層、第３層はＦｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌ２を主成分とし、第４層、第５層はそれぞれＦｅＡｌ、αＦｅに対応するものと判断できる。また、第２層はＦｅ−Ａｌ二元系状態図から説明できないＳｉを含有する層でその詳細な組成は明らかではないが、本発明者らは、ＦｅＡｌ２とＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ化合物が微細に混じりあったようなものであると推定している。
【００２６】
（本発明のホットプレス用めっき鋼板を加熱して得られる合金層の構造について）
次に、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板を所定の条件で加熱することにより得られる合金層（以下、「被覆層」と称する。）の構造について説明する。この被覆層は、ＦｅＡｌ２、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３、ＦｅＡｌ及びＦｅＡｌＳｉ化合物からなる群より選択される少なくとも２種以上の金属間化合物を含有し、Ａｌ濃度が所定濃度（例えば、４０質量％）超の領域中に、Ａｌ濃度が所定濃度（例えば、４０質量％）以下の領域が分散された単層構造を有する場合もある。
【００２７】
上記被覆層は、上述した一般的な合金層と同様に、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を加熱することにより生成される（ただし、加熱条件は全く異なる）。すなわち、上記被覆層は、加熱工程前にはＡｌめっきであるが、加熱工程において表面までＦｅが拡散して金属間化合物に変化することにより生成される。この場合、鋼板表面の被覆層中には金属Ａｌは存在しないが、このことは、例えば、表面からＸ線回折でのＡｌのピークを検出することにより容易に確認することができる。なお、αＦｅは、Ａｌの固溶したフェライト相であり、厳密な意味では金属間化合物ではないが、他の相との境界が明瞭ではないため、本発明においては、この相も金属間化合物と称する。
【００２８】
また、「単層構造」とは、図１に示すような５層構造とは異なるもので、代表的な組織の構造を図３に示す。図１と図３との対比から判るように、図３の組織は、図１の第２層及び第４層の双方が分断され、５つの層が積層された層状構造から単層構造へと変化したものである。ここで、塗装後耐食性を担保するという観点から、上記被覆層は、図１の第２層及び第４層が単に分断されただけの構造ではなく、図１の第２層及び第４層の分断が進み（さらには体積分率も低下し）、図１の第１層、第３層及び第５層に相当するＡｌ濃度が高い海状の領域（以下、「高Ａｌ領域」という。）中に、図１の第２層及び第４層に相当するＡｌ濃度が低い島状の領域（以下、「低Ａｌ領域」という。）が分散された海島構造を有することが必要である。この高Ａｌ領域は、Ａｌの濃度が４０質量％超の領域であり、低Ａｌ領域は、Ａｌ濃度が４０質量％以下の領域である。また、高Ａｌ領域中の組成としては、Ａｌ濃度が４５〜５５質量％であり、低Ａｌ領域中の組成としては、Ａｌ濃度が１５〜３５質量％であることが多い。このような被覆層の組成や結晶構造は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＳＥＭ−ＥＤＳ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等を用いて分析することにより特定することができる。
【００２９】
このような被覆層の組織を得るためには、本発明に係るＡｌめっき鋼板において、合金層の構造を律する６００℃から最高到達板温より１０℃低い温度（例えば、８５０℃程度）までの温度域において、所定の速度以上で昇温することにより、海状の高Ａｌ領域中に、島状の低Ａｌ領域が分散された海島構造を有することができる。加熱方式については特に限定しないが、上記海島構造を有する被覆層を生成するためには、例えば５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱を行うことが必要であるため、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することが好ましい。本発明者らは、従来のような炉加熱や輻射熱を利用する近赤外線式の加熱等とは異なり、通電加熱や高周波誘電加熱等では熱が鋼板内部から発生するため、この熱の発生の仕方が影響して上述したような海島構造をとりやすくなるものと推定している。
【００３０】
以下、上述したような被覆層を有するホットプレス用めっき鋼板の製造に用いられる本発明に係るＡｌめっき鋼板の構成について詳細に説明する。
【００３１】
（鋼板について）
ホットプレスが金型によるプレスと焼入を同時に行うものであることから、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板としては、焼入されやすい成分である必要がある。具体的には、鋼板中の鋼成分として、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％であることが好ましい。Ｃ量については、焼入性の向上という観点から０．１％以上であることが好ましく、また、Ｃ量が多過ぎると鋼板の靭性の低下が著しくなるため、０．４質量％以下であることが好ましい。また、Ｓｉを０．６％超添加するとＡｌめっき性が低下し、０．０１％未満とすると疲労特性が劣るため好ましくない。また、Ｍｎは焼入性に寄与する元素で０．５％以上の添加が有効であるが、焼入後の靭性の低下という観点からは３％を超えることは好ましくない。また、Ｔｉはアルミめっき後の耐熱性を向上させる元素で０．０１％以上の添加が有効であるが、過剰に添加するとＣやＮと反応して鋼板強度を低下させてしまうため、０．１％を超えることは好ましくない。また、Ｂは焼入性に寄与する元素で０．０００１％以上の添加が有効であるが、熱間での割れの懸念があるため、０．０１％を超えることは好ましくない。Ｃｒは強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られ難い。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため好ましくない。Ｐは過剰に添加すると鋼板の脆性を引き起こすため、０．０５％以下が好ましい。ＳはＭｎＳとして鋼中の介在物になり、ＭｎＳが多いと破壊の起点となり、延性、靭性を阻害するため０．０５％以下が好ましい。Ａｌはめっき性阻害元素であるため、０．１％以下が好ましい。Ｐ、Ａｌ共に経済的な精錬限界から下限濃度０．００５％とすることが好ましい。また、Ｓについても経済的な精錬限界から下限濃度０．００２％とすることが好ましい。また、鋼板中の成分として、他にＮ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｓｎ、Ｓｂ等が含有されうる。通常は、質量％で、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．０５％以下である。
【００３２】
（Ａｌめっきについて）
本発明に係るホットプレス用めっき鋼板は、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板において、Ａｌめっき層の一部を合金化処理することにより製造されるが、本発明における鋼板へのＡｌめっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法を初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。現在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に３質量％〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用することができ、これに不可避的不純物のＦｅ等が混入している。これ以外の添加元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ミッシュメタル等があり得るが、めっき層がＡｌを主体とする限り、適用可能である。Ｚｎ、Ｍｇの添加は赤錆を発生し難くするという意味で有効であるが、蒸気圧の高いこれら元素の過剰な添加はＺｎ、Ｍｇのヒューム発生、表面へのＺｎ、Ｍｇ起因の粉体状物質の生成等があり、Ｚｎ：６０質量％以上、Ｍｇ：１０質量％以上の添加は好ましくない。
【００３３】
また、本発明において、Ａｌめっきの組成として、Ｓｉを３〜１５質量％含有することが好ましい。ＳｉはＡｌめっき時の合金層成長を抑制する働きがある。ホットプレス用途に限れば、合金層成長を抑制する必然性は小さいが、溶融めっき法においては、１つの浴で種々の用途の製品を製造するため、Ａｌめっきの加工性を要求される用途においては合金層成長を抑制する必要がある。Ｓｉ量が３質量％未満においては、合金層が成長するため、Ａｌめっき鋼板としての加工性が低下する。一方、Ｓｉ量が多すぎるとめっき層中に粗大結晶として晶出し、耐食性やめっきの加工性を阻害する。このため、Ｓｉ量は１５質量％以下であることが好ましい。
【００３４】
また、本発明において、Ａｌめっきのめっき前処理、後処理等については特に限定するものではない。めっき前処理としてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｆｅプレめっき等もありうるが、これも適用可能である。また、めっき後処理としては一次防錆、潤滑性を目的としてクロメート処理、樹脂被覆処理等を施してもよい。ただし、クロメート処理については、近年の６価クロム規制を考慮すると、電解クロメート等の３価の処理皮膜が好ましい。その他、無機系のクロメート以外の後処理も適用可能である。潤滑性を付与するため、アルミナ、シリカ、ＭｏＳ２等を用いて予め表面処理することも可能である。
【００３５】
本発明に係るＡｌめっき鋼板は、表層に位置するＡｌめっき層と、このＡｌめっき層と鋼板（母材）との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層とを有する。このとき、Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面の粗度が、界面の中心線平均粗さＲａとして０．６μｍ以上３μｍ以下であることが好ましい。Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面の粗度をこの範囲とすることにより、加熱工程において、溶融しためっきの垂れを防止して、合金層（被覆層）の厚みが不均一となることを防止することができる。この理由は、温度が６００℃以上でＡｌ−Ｓｉは溶融を始めるが、Ｆｅ−Ａｌ合金層はこの温度では溶融することなく、Ｆｅ−Ａｌ合金層とＡｌめっき層との界面粗度が大きいと、溶融したメタルの移動を物理的に阻害するためであると推測される。
【００３６】
なお、Ｆｅ−Ａｌ合金層とＡｌめっき層との界面粗度については、以下の方法で測定することができる。Ａｌめっき鋼板を３％ＮａＯＨ＋１％ＡｌＣｌ３・６Ｈ２Ｏ溶液中で、対極をステンレス鋼として電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２程度で電解剥離することで、Ａｌメッキのみを溶融することができる。Ａｌめっき層を剥離させた後に、通常の粗度計等を使用してＦｅ−Ａｌ合金層表面の粗度を測定することができる。
【００３７】
次に、このＡｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面粗度を調整する方法について説明する。溶融Ａｌめっき法において、Ｆｅ−Ａｌ合金層が生成するのはＡｌめっき浴中であるため、めっき条件は当然大きな影響を持つ。具体的には、浴中Ｓｉ量と浴温によって生成する合金層の種類が異なるため、この条件を調整することで界面粗度を調整可能である。例えば、浴中Ｓｉ量を１０〜１２％と高めにし、浴温を６４０〜６５０℃程度とすると、界面粗度は大きくなるのに対し、Ｓｉ量を６〜８％とし、浴温を６５０〜６７０℃程度とすることで界面粗度は小さくなる。浴中Ｓｉ量が高めのときには棒状の合金層が生成しやすくなるためである。
【００３８】
これに加えて、本発明は、Ａｌめっき後にＦｅ−Ａｌ合金層を成長させるための加熱を施すもので、この加熱条件によっても界面粗度を調整できる。例えば、４００℃程度の低温で２０時間程度以上の加熱をすると界面粗度は小さくなるのに対し、５００℃以上の温度で１〜１０時間の加熱条件では界面粗度は大きくなる。ボックス焼鈍する場合においては、融点近傍になるとコイル同士が融着する懸念があるために上限は６００℃である。
【００３９】
本発明の一実施形態として、Ａｌめっき後にＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）内で連続的に加熱を加える形態と、一旦コイルに巻き取った後にボックス焼鈍する形態があるが、前者においては、Ａｌめっき条件を調整する必要がある一方で、後者に関してはＡｌめっき条件に関わらずボックス焼鈍の条件のみで調整可能である。
【００４０】
また、上記Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和は、１０μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が１０μｍ以上であれば、加熱工程後に、ホットプレス部材として十分な塗装後耐食性を確保できるため好ましい。厚みが大きいほど耐食性上は優位に働くが、一方、Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が大きいほど、加熱工程により生成された被覆層が加工時に欠落し易くなるため、被覆層の厚みは３０μｍ以下であることが好ましい。
【００４１】
また、上記Ａｌめっき層の厚みは、３μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましい。本発明者らの検討結果によれば、上述したように、加熱工程時に溶融しためっきの垂れの原因となるのは、主に、Ｆｅ−Ａｌ合金層ではなく、表層のＡｌめっき層が溶融することによるものであると考えている。そのため、表層のＡｌめっき層の厚みを薄くすれば、その下のＦｅ−Ａｌ合金層の厚みが厚くても、めっきの垂れを防止することができるものと考えられる。このような観点から、Ａｌめっき層の厚みを１０μｍ以下とすることが好ましい。しかしＡｌめっき層が薄すぎると、めっき層中のＡｌ含有量が少なくなり、加熱工程後の被覆層が上述した海島構造を有することができない場合があるため、Ａｌめっき層の厚みを３μｍ以上とすることが好ましい。
【００４２】
更に、Ｆｅ−Ａｌ合金層厚みは６μｍ以上が好ましい。先述したようにＦｅ−Ａｌ合金層とＡｌめっき層との界面粗度を制御するが、この界面粗度を大きくするような操業条件はいずれもＦｅ−Ａｌ合金層を厚くする条件と一致しており、実際上、界面粗度を０．６〜３μｍにすると、Ｆｅ−Ａｌ合金層は６μｍ以上となってしまう。従ってこの条件は単独で制御できるものでなく、他の因子を制御した結果としてこうなるものである。
【００４３】
［本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の製造方法］
以上、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の構成について詳細に説明したが、続いて、このような構成を有する本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４４】
本発明に係るホットプレス用めっき鋼板は、鋼成分として、上述したように、質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が９０ｇ／ｍ２以下となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、５０℃／時間〜５０℃／秒の昇温速度で５００℃〜１０００℃まで昇温した後に、５０℃／時間〜５０℃／秒の冷却速度で冷却する加熱処理を行うことにより製造する。この加熱処理により、Ａｌめっきを施した後のＡｌめっき層の一部が母材中のＦｅと合金化し、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みが厚くなる。
【００４５】
５０℃／時間〜５０℃／秒の昇温速度で４５０℃〜９５０℃まで昇温した後に、５０℃／時間〜５０℃／秒の冷却速度で冷却することにより、Ａｌめっき層へのＦｅの拡散が進行し、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みを厚くするとともに、Ａｌめっき層の厚みを３μｍ〜１０μｍまで薄くすることができる。
【００４６】
また、上記加熱処理は、Ａｌめっき後に、Ａｌめっき層の一部を合金化するものであれば特に限定はされないが、例えば、ボックス焼鈍（ＢＡＦ焼鈍）、あるいはＣＧＬ内においてＡｌめっき後に誘導加熱等により連続的に行うことができる。合金化処理を行う場合には、焼鈍条件、すなわち、昇温速度、最高到達板温、冷却速度等の諸条件を調整することにより、Ａｌめっき層の厚みを制御することができる。
【００４７】
先述したように、現状ＣＧＬに設備をつけることができれば、ＣＧＬ内で加熱することも可能であるが、そのような設備がない場合にはＢＡＦ焼鈍となる。このときの条件としては、酸素：３体積％以上を含有する雰囲気下で温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値４５０〜２００００℃・時間とすることが好ましい。ここで、温度積分値とは、温度（℃）と保定時間（時間）の積を意味する。この値が２００００以上でほぼ表面まで合金化してしまうため、本発明ではこれ以下とすることが好ましい。付着量３０ｇ／ｍ２よりも付着量が少ないと、良好な塗装後耐食性を得ることが困難で、１００ｇ／ｍ２超の付着量ではホットプレスした際のＡｌ−Ｆｅ合金層の剥離と金型への付着が問題となる。４５０℃未満の温度で加熱しても合金層の成長が遅く、１００時間以上が必要で工業的な実施が困難で、９５０℃超まで加熱すると、合金化が進行しすぎて海島構造の合金層を得られなくなる。またＢＡＦ焼鈍においては、６００℃超では溶融したＡｌが融着するため、好ましくない。保定時間１時間未満はＢＡＦ焼鈍では十分な均熱時間が得られず、条件が安定しない。
【００４８】
一方、ＣＧＬ内での加熱においては、到達板温を７５０〜８５０℃とすることが好ましい。合金層の成長を開始化させるには、７５０℃以上であることが必要で、８５０℃を越えると合金化が表面まで進行するためである。
【００４９】
（ホットプレス前の加熱工程について）
なお、上述したようにして得られたＡｌめっき鋼板は、その後のホットプレス工程において合金層の構造を主に律すると考えられる６００℃から最高到達板温より１０℃低い温度までの温度域において、５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱されることができる。このような加熱を行うことにより、上述したような海島構造を有する被覆層の組織を生成することができる。加熱方式については特に限定せず、通常の炉加熱や輻射熱を用いる近赤外線方式の加熱方式を使用することも可能であるが、昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱を行うことが可能な、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することがより好ましい。昇温速度の上限は特に規定しないが、上記の通電加熱や高周波誘導加熱等の加熱方式を使用する場合には、その装置の性能上、３００℃／秒程度が上限となる。
【００５０】
また、この加熱工程において、最高到達板温を８５０℃以上とすることが好ましい。最高到達板温をこの温度とするのは、鋼板をオーステナイト域まで加熱するとともに、表面まで十分に合金化を進行させるためである。
【００５１】
ホットプレス後の鋼板は、溶接、化成処理、電着塗装等を経て最終製品となる。通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は１〜３０μｍ程度である。電着塗装の後に中塗り、上塗り等の塗装が施されることもある。
【実施例】
【００５２】
以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。
【００５３】
（実施例１）
通常の熱延工程及び冷延工程を経た、表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）を材料として、溶融Ａｌめっきを行った。溶融Ａｌめっきは無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を片面３０〜１００ｇ／ｍ２まで調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成としてはＡｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅであった。浴中のＦｅは、浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものである。めっき外観は不めっき等がなく良好であった。
【００５４】
次に、この鋼板をＢＡＦ条件、ＣＧＬ内でそれぞれ加熱した。ＢＡＦ加熱条件は３５０〜６００℃、１〜３０時間とした。ＣＧＬ内加熱は、８００℃まで到達させた後に保定時間はとらずに冷却した。
【００５５】
次に、この鋼板をホットプレスに相当する条件で処理した。大気中で９００℃以上に加熱し、約７００℃の温度まで大気中で冷却して、その後、厚さ５０ｍｍの金型間で圧着することで急冷した。このときの金型間での冷却速度は約１５０℃／秒であった。なお、加熱速度の影響を見るために加熱方法としては、通電加熱、近赤外線加熱、電気炉輻射加熱という３種類の方法を使用した。このときの加熱速度は、通電加熱で約６０℃／秒、近赤外線加熱で約４０℃／秒、電気炉輻射加熱で約５℃／秒であった。
【００５６】
【表１】
【００５７】
これらの試料の塗装後耐食性を評価した。また、加熱した後の鋼板について、垂れによるめっきの厚みの不均一性を評価するため、加熱前後の板厚変化を測定した。
【００５８】
塗装後耐食性の評価に当たっては、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５Ｔで化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ−Ｍ６０９）を１８０サイクル（６０日）行ない、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。
【００５９】
表２に、加熱条件と組織並びに特性評価結果をまとめた。番号１、２は加熱無し、３〜１４はＢＡＦ焼鈍、１５はＣＧＬ内加熱である。塗装後耐食性はＡｌ層厚みとＦｅ−Ａｌ層厚みの合計との相関が強く、また、加熱前後の板厚変化（垂れの有無）にはＡｌ層厚みの影響が大きいことが伺える。番号２、５、７、１３のようなＡｌ層の厚い条件においては通電加熱での垂れ抑制は困難である。しかし、単にＡｌ相の厚みを減少させると、塗装後耐食性の確保が困難である。一方、Ａｌめっき後適度に加熱してＦｅ−Ａｌ層を増大させた番号４、６、８、９において、垂れ抑制、塗装後耐食性確保の両立が可能であった。なお、番号１０、１１は近赤外線加熱、電気炉加熱の例で、電気炉加熱のような加熱速度が小さい加熱方法においては、塗装後耐食性はやや劣位になる傾向が認められた。番号１５は温度が低く、温度積分値も小さく、合金層の成長が不十分であった。番号１３では加熱後めっき剥離のため評価ができなかった。
【００６０】
また、番号１２は、比較的低温で長時間加熱したもので、このような条件で加熱するとＡｌ層とＦｅ−Ａｌ層との界面の粗度が低下する。しかし、このような粗度では、溶融したメタルの移動に対する抑止力が弱く、垂れの抑制が十分でない。また、めっき条件によっても界面粗度は影響を受け、番号１と２とでは界面粗度が異なっていた。
【００６１】
【表２】
【００６２】
（実施例２）
第３表に示した様々な鋼成分を持つ冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）に実施例１と同じ要領で溶融Ａｌめっきを施した。めっき付着量は片面４０ｇ／ｍ２とした。これらのＡｌめっき鋼板を、５００℃で６時間大気雰囲気で加熱した。次に、ホットプレスを模擬するため、通電加熱により６００〜８９０℃間の昇温速度６０℃／秒，到達温度９００℃で加熱し、その後金型焼入した。焼入後の硬度（ビッカース硬度、荷重１０ｋｇ）を測定した結果も第３表に示しているが，鋼中Ｃ量が低いと焼入後の硬度が低下するため，Ｃ量として０．１質量％以上あることが好ましいことがわかる。
【００６３】
【表３】
（実施例３）
第１表に示した鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．４ｍ）に溶融Ａｌめっきを施した。このときの浴組成はＡｌ−１８％−２％Ｆｅで、Ｆｅは不可避的不純物であった。これを５５０℃、３時間ＢＡＦ焼鈍した。その結果、Ａｌ層は８μｍ、Ｆｅ−Ａｌ層は８μｍ、合計１６μｍであった。この素材をホットプレス相当条件で再度加熱し、通電加熱方式で９５０℃まで到達させた後、金型内で急冷し、実施例１と同じ条件で評価した。その結果、板厚変化は無かったが、塗膜膨れ幅は９ｍｍとなり塗装後耐食性は不良であった。
【００６４】
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明はかかる例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【図面の簡単な説明】
【００６５】
【図１】Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の構造の一般的な例を示す光学顕微鏡写真である。
【図２】Ｆｅ−Ａｌの二元系状態図を示す説明図である。
【図３】本発明に係る被覆層の断面組織の構造の一例を示す光学顕微鏡写真である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法に関し、特に、塗装後耐食性及び生産性に優れるホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）などにおいて、高強度と高成形性を両立する鋼板が望まれており、これに対応するものの１つとして、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。このＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板を製造することは可能であるが、さらに高強度、例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度鋼で成形性を確保することは困難である。
【０００３】
このような状況で、高強度及び高成形性を両立するものとして最近注目を浴びているのが、ホットプレス（熱間プレス、ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。このホットプレスは、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域で加熱した後に熱間で成形することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼きを入れて所望の材質を得るというものである。
【０００４】
ホットプレスは、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、この際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成するため、スケールを除去する工程が必要であった。ところが、このような後工程には、スケールの除去能や環境負荷等の観点からの対応策の必要性等の問題があった。
【０００５】
これを改善する技術として、ホットプレス用の鋼板としてＡｌめっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献１〜４を参照）。
【０００６】
【特許文献１】特開平９−２０２９５３号公報
【特許文献２】特開２００３−１８１５４９号公報
【特許文献３】特開２００３−４９２５６号公報
【特許文献４】特開２００３−２７２０３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１〜３に記載された技術は、炉加熱のような昇温速度が緩やかな加熱条件を前提としている。このような加熱条件の場合、塗装後耐食性を確保するためには、高めっき付着量とすることが必要であった。ただし、付着量が多過ぎると熱間での成形時にめっきが剥離する懸念があり、また、金型にＡｌ−Ｆｅ粉が付着する場合もあり、これらによりホットプレス工程自体の生産性が低下する、という問題があった。
【０００８】
また、炉加熱の場合には、通常、鋼板の昇温速度３〜５℃／秒程度であり、ホットプレスにより成形できる鋼板は２〜４個／分程度と非常に生産性が低い。
【０００９】
特許文献４は、約２０℃／秒という、比較的早い昇温であり、このようなときには溶融したメタルが垂れるという課題が示されている。これを解決するために融点以下の温度で緩やかに昇温させてこの間に合金化（めっきと鋼板が反応して金属間化合物へと変化する現象をこう呼ぶ）を進行させることでめっきの融点を上昇させることが示されている。しかし、この場合も例えば、３０μｍ厚みのめっき層では６０秒の緩やかな加熱が必要とされており、合計加熱時間は１００秒必要となっている。従って、生産性向上という観点からはまだ改善の余地があった。
【００１０】
ホットプレスの生産性を向上させるためには通電加熱や誘導加熱等のような電気を使用する加熱方式で急速加熱を行うことが有効である。しかし急速に加熱すると特許文献４にも記載されている垂れが発生して局部的にめっき厚みが厚くなるなど、めっき厚みが不均一になる、という問題があった。垂れの本質的な原因は、加熱過程でめっきが合金化する前に溶融することにある。すなわち合金化すると、融点が上昇するためこのような現象は起こらないが、急速に昇温するとＡｌの融点である６６０℃以上でめっきが溶解し、重力や電磁力で移動する現象が観察される。このようなめっき厚みが不均一なめっき鋼板は、プレス時に型に噛みこんだり、凝着したりするため、生産性を大きく阻害する。すなわちこの垂れ現象を克服することで生産性向上を達成することが可能となる。
【００１１】
そこで、本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法において、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、生産性を向上させることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ホットプレス工程直前の加熱工程前における、Ａｌめっき層、及び、当該めっき層と鋼板との間に存在するＦｅ−Ａｌ合金層の厚みを適切に制御することにより、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、ホットプレスの生産性を向上させることができることを見出し、このような知見に基づいて本発明を完成するに至った。
【００１３】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、前記Ａｌめっき層と前記鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、を有し、前記Ａｌめっき層の厚みは３μｍ以上１０μｍ以下であり、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みは６μｍ以上であり、前記Ａｌめっき層の厚みと前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みとの和は１０μｍ以上３０μｍ以下であり、前記Ａｌめっき層と前記Ｆｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板。
（２）鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍炉内で、酸素：３体積％以上を含有する雰囲気下で温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値４５０〜２００００℃・時間の条件での条件で加熱することを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
（３）鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）内で７５０〜９５０℃に加熱することで連続的に合金化処理を行うことを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
（４）前記Ａｌめっきの組成として、Ｓｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする、請求項２または３に記載のホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法において、ホットプレス工程直前の加熱工程前における、Ａｌめっき層の厚みを所定の厚み以下にするとともに、Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和を所定の厚み以上とすることにより、低めっき付着量でも優れた耐食性を確保するとともに、生産性を向上させることが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
【００１６】
［本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の概要］
上述したように、上記特許文献１〜３に記載された技術では、加熱に約２００秒以上を掛けるような低生産性プロセスであった。ホットプレスの生産性を向上させるために、通電加熱等により急速加熱を行うと、特許文献４に記載されているように、鋼板表面に溶融しためっきの垂れが発生するという問題もあった。ここで電気を用いた加熱方法における垂れについて述べる。高周波加熱、通電加熱のいずれも、鋼板を電流が流れることで鋼板の抵抗発熱を利用した加熱方法である。ところが、鋼板に電流が流れると、磁界が生じ、電流と磁界との相互作用で力が生じる。この力のために溶融した金属が移動する。加熱方法により電流の方向は様々に変わるため一概には言えず、鋼板の中央部が厚くなる場合や、逆に鋼板の端部が厚くなる場合がありうる。また、ブランク材を縦置きにした場合、重力に引かれてブランク材下部のめっきが厚くなる場合もある。
【００１７】
本発明者らの検討の結果によれば、このめっきの垂れを防止するためには、めっき付着量を減らせば良いことがわかっている。例えば、Ａｌめっき鋼板を使用して昇温速度を５０℃／秒以上で昇温温度９００〜１２００℃とした場合には、めっき付着量が片面で３０ｇ／ｍ２では、めっきの垂れが発生せずに平滑な表面となるが、めっき付着量が片面で６０ｇ／ｍ２では、溶融しためっきの垂れが発生するという実験例が得られている。一方、めっきの垂れを防止するために、めっき付着量を減らすと、十分な塗装後耐食性を確保することができない。すなわち、生産性の向上と耐食性の確保とはトレードオフの関係にあるため、従来は、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備えるホットプレス用めっき鋼板は得られていなかった。
【００１８】
そこで、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備えるホットプレス用めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った結果、加熱工程におけるめっきの垂れは、加熱工程前のＡｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層のうち、Ａｌめっき層が溶融することにより生じるものである、という知見を得た。すなわち、本発明者らは、Ａｌめっき層はＡｌを主体としているため融点が低く、通電加熱等を用いた急速加熱により、溶融したＡｌを主体とする金属が電流の導通電路の収縮位置に引き寄せられる結果、通電方向に沿っためっきの垂れが発生するためである、と考えている。一方、Ｆｅ−Ａｌ合金層は、Ａｌめっき層とは異なり融点が高いため、ホットプレス前の加熱工程における加熱では溶融せず、その結果、めっきの垂れには寄与しないものと考えられる。
【００１９】
以上の検討の結果より、めっきの垂れを防止するために表層のＡｌめっき層の厚みをできるだけ薄くするとともに、塗装後耐食性を確保するためにＦｅ−Ａｌ合金層の厚みを厚くして、全体（Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層の全体）として十分な厚みを確保することにより、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備えるホットプレス用めっき鋼板を得ることができる、という知見が得られ、この知見に基づいて本発明が完成された。
【００２０】
付着量が片面６０ｇ／ｍ２以上のＡｌめっき材を部分的に合金化させるためには、温度を７５０℃以上に昇温させるか、あるいは６００℃以下で数十時間加熱する必要がある。７５０℃以上に昇温する際には特に異常な現象は認められない。しかし、通常の連続ＡｌめっきラインでＡｌめっき後このような高温まで昇温することは困難で、コイルをボックス焼鈍する方が容易である。ところが、コイルをボックス焼鈍する際に、幾つかの課題がある。１つはＡｌ−１０％Ｓｉの融点は約６００℃のため、融点近傍では軟化したＡｌが融着する懸念がある。温度を低下させるとこの懸念は無くなる。更に、窒素雰囲気や窒素−水素の混合雰囲気中で加熱すると、途中で合金化が停止してしまうとの現象が観察された。これは合金化が途中まで進行すると、ボイド（空孔）がＡｌめっき−合金層の界面に集積してしまう現象である。このボイドはいわゆるカーケンドルボイド、つまりＡｌとＦｅの拡散速度のギャップにより生成するボイドと考えられる。この現象が起こると、もはやそれ以上合金化は進行せず、ボイドの集積が進行した結果、合金化していないＡｌ部が剥離してしまう。この現象を防止するためには焼鈍雰囲気中に酸素を３体積％以上含有させることが重要で、このような雰囲気では、合金化が表面まで進行する。雰囲気がボイドの集積状況と合金化へ影響する理由は現段階では不明であるが、例えば、拡散速度のギャップに伴い局部的な格子欠陥密度が上昇してボイドを形成する際には、新たな表面が形成される必要があり、この表面エネルギーに雰囲気が影響している可能性がある。
【００２１】
［本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の構成］
すなわち、本発明によれば、鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、Ａｌめっき層と鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、を有し、Ａｌめっき層の厚みが３μｍ以上１０μｍ以下であり、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みが６μｍ以上であり、Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が１０μｍ以上３０μｍ以下であり、かつ、Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であるホットプレス用めっき鋼板を得ることができる。
【００２２】
（一般的な合金層の構造について）
続いて、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の構成について説明する前に、その前提として、図１を参照しながら、Ａｌめっき鋼板を加熱することにより得られる一般的な合金層の構造について説明する。なお、図１は、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の構造の一般的な例を示す光学顕微鏡写真である。
【００２３】
ホットプレス前のＡｌめっき鋼板のめっき層は、表層よりＡｌ−Ｓｉ層及びＦｅＡｌＳｉ合金層から成る。このめっき層は、ホットプレス工程で９００℃程度に加熱されることでＡｌ−Ｓｉと鋼板中Ｆｅとの相互拡散が起こり、全体がＡｌ−Ｆｅ化合物へ変化する。このとき、Ａｌ−Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する相も生成する。
【００２４】
ここで、図１に示すように、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後のＦｅ−Ａｌ合金層は、一般に５層構造となることが多い。これら５層を図１では、めっき鋼板表面から順に、１層〜５層で表している。第１層、第３層の層中のＡｌ濃度は約５０質量％、第２層中のＡｌ濃度は約３０質量％、第４層、第５層中のＡｌ濃度はそれぞれ１５〜３０質量％、１〜１５質量％の幅を持つ組成となる。残部はＦｅ及びＳｉである。第４層と第５層の界面付近にボイドの生成が観察されることもある。このような合金層の耐食性はＡｌ含有量にほぼ依存し、Ａｌ含有量が高いほど耐食性に優れる。従って、第１層、第３層が最も耐食性に優れている。なお、第５層の下部の組織は鋼素地であり、マルテンサイトを主体とする焼入組織となっている。
【００２５】
図２に、Ｆｅ−Ａｌの二元系状態図を示す。この図２を参照すれば、第１層、第３層はＦｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌ２を主成分とし、第４層、第５層はそれぞれＦｅＡｌ、αＦｅに対応するものと判断できる。また、第２層はＦｅ−Ａｌ二元系状態図から説明できないＳｉを含有する層でその詳細な組成は明らかではないが、本発明者らは、ＦｅＡｌ２とＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ化合物が微細に混じりあったようなものであると推定している。
【００２６】
（本発明のホットプレス用めっき鋼板を加熱して得られる合金層の構造について）
次に、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板を所定の条件で加熱することにより得られる合金層（以下、「被覆層」と称する。）の構造について説明する。この被覆層は、ＦｅＡｌ２、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３、ＦｅＡｌ及びＦｅＡｌＳｉ化合物からなる群より選択される少なくとも２種以上の金属間化合物を含有し、Ａｌ濃度が所定濃度（例えば、４０質量％）超の領域中に、Ａｌ濃度が所定濃度（例えば、４０質量％）以下の領域が分散された単層構造を有する場合もある。
【００２７】
上記被覆層は、上述した一般的な合金層と同様に、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を加熱することにより生成される（ただし、加熱条件は全く異なる）。すなわち、上記被覆層は、加熱工程前にはＡｌめっきであるが、加熱工程において表面までＦｅが拡散して金属間化合物に変化することにより生成される。この場合、鋼板表面の被覆層中には金属Ａｌは存在しないが、このことは、例えば、表面からＸ線回折でのＡｌのピークを検出することにより容易に確認することができる。なお、αＦｅは、Ａｌの固溶したフェライト相であり、厳密な意味では金属間化合物ではないが、他の相との境界が明瞭ではないため、本発明においては、この相も金属間化合物と称する。
【００２８】
また、「単層構造」とは、図１に示すような５層構造とは異なるもので、代表的な組織の構造を図３に示す。図１と図３との対比から判るように、図３の組織は、図１の第２層及び第４層の双方が分断され、５つの層が積層された層状構造から単層構造へと変化したものである。ここで、塗装後耐食性を担保するという観点から、上記被覆層は、図１の第２層及び第４層が単に分断されただけの構造ではなく、図１の第２層及び第４層の分断が進み（さらには体積分率も低下し）、図１の第１層、第３層及び第５層に相当するＡｌ濃度が高い海状の領域（以下、「高Ａｌ領域」という。）中に、図１の第２層及び第４層に相当するＡｌ濃度が低い島状の領域（以下、「低Ａｌ領域」という。）が分散された海島構造を有することが必要である。この高Ａｌ領域は、Ａｌの濃度が４０質量％超の領域であり、低Ａｌ領域は、Ａｌ濃度が４０質量％以下の領域である。また、高Ａｌ領域中の組成としては、Ａｌ濃度が４５〜５５質量％であり、低Ａｌ領域中の組成としては、Ａｌ濃度が１５〜３５質量％であることが多い。このような被覆層の組成や結晶構造は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＳＥＭ−ＥＤＳ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等を用いて分析することにより特定することができる。
【００２９】
このような被覆層の組織を得るためには、本発明に係るＡｌめっき鋼板において、合金層の構造を律する６００℃から最高到達板温より１０℃低い温度（例えば、８５０℃程度）までの温度域において、所定の速度以上で昇温することにより、海状の高Ａｌ領域中に、島状の低Ａｌ領域が分散された海島構造を有することができる。加熱方式については特に限定しないが、上記海島構造を有する被覆層を生成するためには、例えば５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱を行うことが必要であるため、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することが好ましい。本発明者らは、従来のような炉加熱や輻射熱を利用する近赤外線式の加熱等とは異なり、通電加熱や高周波誘電加熱等では熱が鋼板内部から発生するため、この熱の発生の仕方が影響して上述したような海島構造をとりやすくなるものと推定している。
【００３０】
以下、上述したような被覆層を有するホットプレス用めっき鋼板の製造に用いられる本発明に係るＡｌめっき鋼板の構成について詳細に説明する。
【００３１】
（鋼板について）
ホットプレスが金型によるプレスと焼入を同時に行うものであることから、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板としては、焼入されやすい成分である必要がある。具体的には、鋼板中の鋼成分として、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％であることが好ましい。Ｃ量については、焼入性の向上という観点から０．１％以上であることが好ましく、また、Ｃ量が多過ぎると鋼板の靭性の低下が著しくなるため、０．４質量％以下であることが好ましい。また、Ｓｉを０．６％超添加するとＡｌめっき性が低下し、０．０１％未満とすると疲労特性が劣るため好ましくない。また、Ｍｎは焼入性に寄与する元素で０．５％以上の添加が有効であるが、焼入後の靭性の低下という観点からは３％を超えることは好ましくない。また、Ｔｉはアルミめっき後の耐熱性を向上させる元素で０．０１％以上の添加が有効であるが、過剰に添加するとＣやＮと反応して鋼板強度を低下させてしまうため、０．１％を超えることは好ましくない。また、Ｂは焼入性に寄与する元素で０．０００１％以上の添加が有効であるが、熱間での割れの懸念があるため、０．０１％を超えることは好ましくない。Ｃｒは強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られ難い。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため好ましくない。Ｐは過剰に添加すると鋼板の脆性を引き起こすため、０．０５％以下が好ましい。ＳはＭｎＳとして鋼中の介在物になり、ＭｎＳが多いと破壊の起点となり、延性、靭性を阻害するため０．０５％以下が好ましい。Ａｌはめっき性阻害元素であるため、０．１％以下が好ましい。Ｐ、Ａｌ共に経済的な精錬限界から下限濃度０．００５％とすることが好ましい。また、Ｓについても経済的な精錬限界から下限濃度０．００２％とすることが好ましい。また、鋼板中の成分として、他にＮ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｓｎ、Ｓｂ等が含有されうる。通常は、質量％で、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．０５％以下である。
【００３２】
（Ａｌめっきについて）
本発明に係るホットプレス用めっき鋼板は、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板において、Ａｌめっき層の一部を合金化処理することにより製造されるが、本発明における鋼板へのＡｌめっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法を初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。現在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に３質量％〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用することができ、これに不可避的不純物のＦｅ等が混入している。これ以外の添加元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ミッシュメタル等があり得るが、めっき層がＡｌを主体とする限り、適用可能である。Ｚｎ、Ｍｇの添加は赤錆を発生し難くするという意味で有効であるが、蒸気圧の高いこれら元素の過剰な添加はＺｎ、Ｍｇのヒューム発生、表面へのＺｎ、Ｍｇ起因の粉体状物質の生成等があり、Ｚｎ：６０質量％以上、Ｍｇ：１０質量％以上の添加は好ましくない。
【００３３】
また、本発明において、Ａｌめっきの組成として、Ｓｉを３〜１５質量％含有することが好ましい。ＳｉはＡｌめっき時の合金層成長を抑制する働きがある。ホットプレス用途に限れば、合金層成長を抑制する必然性は小さいが、溶融めっき法においては、１つの浴で種々の用途の製品を製造するため、Ａｌめっきの加工性を要求される用途においては合金層成長を抑制する必要がある。Ｓｉ量が３質量％未満においては、合金層が成長するため、Ａｌめっき鋼板としての加工性が低下する。一方、Ｓｉ量が多すぎるとめっき層中に粗大結晶として晶出し、耐食性やめっきの加工性を阻害する。このため、Ｓｉ量は１５質量％以下であることが好ましい。
【００３４】
また、本発明において、Ａｌめっきのめっき前処理、後処理等については特に限定するものではない。めっき前処理としてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｆｅプレめっき等もありうるが、これも適用可能である。また、めっき後処理としては一次防錆、潤滑性を目的としてクロメート処理、樹脂被覆処理等を施してもよい。ただし、クロメート処理については、近年の６価クロム規制を考慮すると、電解クロメート等の３価の処理皮膜が好ましい。その他、無機系のクロメート以外の後処理も適用可能である。潤滑性を付与するため、アルミナ、シリカ、ＭｏＳ２等を用いて予め表面処理することも可能である。
【００３５】
本発明に係るＡｌめっき鋼板は、表層に位置するＡｌめっき層と、このＡｌめっき層と鋼板（母材）との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層とを有する。このとき、Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面の粗度が、界面の中心線平均粗さＲａとして０．６μｍ以上３μｍ以下であることが好ましい。Ａｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面の粗度をこの範囲とすることにより、加熱工程において、溶融しためっきの垂れを防止して、合金層（被覆層）の厚みが不均一となることを防止することができる。この理由は、温度が６００℃以上でＡｌ−Ｓｉは溶融を始めるが、Ｆｅ−Ａｌ合金層はこの温度では溶融することなく、Ｆｅ−Ａｌ合金層とＡｌめっき層との界面粗度が大きいと、溶融したメタルの移動を物理的に阻害するためであると推測される。
【００３６】
なお、Ｆｅ−Ａｌ合金層とＡｌめっき層との界面粗度については、以下の方法で測定することができる。Ａｌめっき鋼板を３％ＮａＯＨ＋１％ＡｌＣｌ３・６Ｈ２Ｏ溶液中で、対極をステンレス鋼として電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２程度で電解剥離することで、Ａｌメッキのみを溶融することができる。Ａｌめっき層を剥離させた後に、通常の粗度計等を使用してＦｅ−Ａｌ合金層表面の粗度を測定することができる。
【００３７】
次に、このＡｌめっき層とＦｅ−Ａｌ合金層との界面粗度を調整する方法について説明する。溶融Ａｌめっき法において、Ｆｅ−Ａｌ合金層が生成するのはＡｌめっき浴中であるため、めっき条件は当然大きな影響を持つ。具体的には、浴中Ｓｉ量と浴温によって生成する合金層の種類が異なるため、この条件を調整することで界面粗度を調整可能である。例えば、浴中Ｓｉ量を１０〜１２％と高めにし、浴温を６４０〜６５０℃程度とすると、界面粗度は大きくなるのに対し、Ｓｉ量を６〜８％とし、浴温を６５０〜６７０℃程度とすることで界面粗度は小さくなる。浴中Ｓｉ量が高めのときには棒状の合金層が生成しやすくなるためである。
【００３８】
これに加えて、本発明は、Ａｌめっき後にＦｅ−Ａｌ合金層を成長させるための加熱を施すもので、この加熱条件によっても界面粗度を調整できる。例えば、４００℃程度の低温で２０時間程度以上の加熱をすると界面粗度は小さくなるのに対し、５００℃以上の温度で１〜１０時間の加熱条件では界面粗度は大きくなる。ボックス焼鈍する場合においては、融点近傍になるとコイル同士が融着する懸念があるために上限は６００℃である。
【００３９】
本発明の一実施形態として、Ａｌめっき後にＣＧＬ（溶融亜鉛めっきライン）内で連続的に加熱を加える形態と、一旦コイルに巻き取った後にボックス焼鈍する形態があるが、前者においては、Ａｌめっき条件を調整する必要がある一方で、後者に関してはＡｌめっき条件に関わらずボックス焼鈍の条件のみで調整可能である。
【００４０】
また、上記Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和は、１０μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が１０μｍ以上であれば、加熱工程後に、ホットプレス部材として十分な塗装後耐食性を確保できるため好ましい。厚みが大きいほど耐食性上は優位に働くが、一方、Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が大きいほど、加熱工程により生成された被覆層が加工時に欠落し易くなるため、被覆層の厚みは３０μｍ以下であることが好ましい。
【００４１】
また、上記Ａｌめっき層の厚みは、３μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましい。本発明者らの検討結果によれば、上述したように、加熱工程時に溶融しためっきの垂れの原因となるのは、主に、Ｆｅ−Ａｌ合金層ではなく、表層のＡｌめっき層が溶融することによるものであると考えている。そのため、表層のＡｌめっき層の厚みを薄くすれば、その下のＦｅ−Ａｌ合金層の厚みが厚くても、めっきの垂れを防止することができるものと考えられる。このような観点から、Ａｌめっき層の厚みを１０μｍ以下とすることが好ましい。しかしＡｌめっき層が薄すぎると、めっき層中のＡｌ含有量が少なくなり、加熱工程後の被覆層が上述した海島構造を有することができない場合があるため、Ａｌめっき層の厚みを３μｍ以上とすることが好ましい。
【００４２】
更に、Ｆｅ−Ａｌ合金層厚みは６μｍ以上が好ましい。先述したようにＦｅ−Ａｌ合金層とＡｌめっき層との界面粗度を制御するが、この界面粗度を大きくするような操業条件はいずれもＦｅ−Ａｌ合金層を厚くする条件と一致しており、実際上、界面粗度を０．６〜３μｍにすると、Ｆｅ−Ａｌ合金層は６μｍ以上となってしまう。従ってこの条件は単独で制御できるものでなく、他の因子を制御した結果としてこうなるものである。
【００４３】
［本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の製造方法］
以上、本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の構成について詳細に説明したが、続いて、このような構成を有する本発明に係るホットプレス用めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４４】
本発明に係るホットプレス用めっき鋼板は、鋼成分として、上述したように、質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が９０ｇ／ｍ２以下となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、５０℃／時間〜５０℃／秒の昇温速度で５００℃〜１０００℃まで昇温した後に、５０℃／時間〜５０℃／秒の冷却速度で冷却する加熱処理を行うことにより製造する。この加熱処理により、Ａｌめっきを施した後のＡｌめっき層の一部が母材中のＦｅと合金化し、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みが厚くなる。
【００４５】
５０℃／時間〜５０℃／秒の昇温速度で４５０℃〜９５０℃まで昇温した後に、５０℃／時間〜５０℃／秒の冷却速度で冷却することにより、Ａｌめっき層へのＦｅの拡散が進行し、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みを厚くするとともに、Ａｌめっき層の厚みを３μｍ〜１０μｍまで薄くすることができる。
【００４６】
また、上記加熱処理は、Ａｌめっき後に、Ａｌめっき層の一部を合金化するものであれば特に限定はされないが、例えば、ボックス焼鈍（ＢＡＦ焼鈍）、あるいはＣＧＬ内においてＡｌめっき後に誘導加熱等により連続的に行うことができる。合金化処理を行う場合には、焼鈍条件、すなわち、昇温速度、最高到達板温、冷却速度等の諸条件を調整することにより、Ａｌめっき層の厚みを制御することができる。
【００４７】
先述したように、現状ＣＧＬに設備をつけることができれば、ＣＧＬ内で加熱することも可能であるが、そのような設備がない場合にはＢＡＦ焼鈍となる。このときの条件としては、酸素：３体積％以上を含有する雰囲気下で温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値４５０〜２００００℃・時間とすることが好ましい。ここで、温度積分値とは、温度（℃）と保定時間（時間）の積を意味する。この値が２００００以上でほぼ表面まで合金化してしまうため、本発明ではこれ以下とすることが好ましい。付着量３０ｇ／ｍ２よりも付着量が少ないと、良好な塗装後耐食性を得ることが困難で、１００ｇ／ｍ２超の付着量ではホットプレスした際のＡｌ−Ｆｅ合金層の剥離と金型への付着が問題となる。４５０℃未満の温度で加熱しても合金層の成長が遅く、１００時間以上が必要で工業的な実施が困難で、９５０℃超まで加熱すると、合金化が進行しすぎて海島構造の合金層を得られなくなる。またＢＡＦ焼鈍においては、６００℃超では溶融したＡｌが融着するため、好ましくない。保定時間１時間未満はＢＡＦ焼鈍では十分な均熱時間が得られず、条件が安定しない。
【００４８】
一方、ＣＧＬ内での加熱においては、到達板温を７５０〜８５０℃とすることが好ましい。合金層の成長を開始化させるには、７５０℃以上であることが必要で、８５０℃を越えると合金化が表面まで進行するためである。
【００４９】
（ホットプレス前の加熱工程について）
なお、上述したようにして得られたＡｌめっき鋼板は、その後のホットプレス工程において合金層の構造を主に律すると考えられる６００℃から最高到達板温より１０℃低い温度までの温度域において、５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱されることができる。このような加熱を行うことにより、上述したような海島構造を有する被覆層の組織を生成することができる。加熱方式については特に限定せず、通常の炉加熱や輻射熱を用いる近赤外線方式の加熱方式を使用することも可能であるが、昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱を行うことが可能な、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することがより好ましい。昇温速度の上限は特に規定しないが、上記の通電加熱や高周波誘導加熱等の加熱方式を使用する場合には、その装置の性能上、３００℃／秒程度が上限となる。
【００５０】
また、この加熱工程において、最高到達板温を８５０℃以上とすることが好ましい。最高到達板温をこの温度とするのは、鋼板をオーステナイト域まで加熱するとともに、表面まで十分に合金化を進行させるためである。
【００５１】
ホットプレス後の鋼板は、溶接、化成処理、電着塗装等を経て最終製品となる。通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は１〜３０μｍ程度である。電着塗装の後に中塗り、上塗り等の塗装が施されることもある。
【実施例】
【００５２】
以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。
【００５３】
（実施例１）
通常の熱延工程及び冷延工程を経た、表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）を材料として、溶融Ａｌめっきを行った。溶融Ａｌめっきは無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を片面３０〜１００ｇ／ｍ２まで調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成としてはＡｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅであった。浴中のＦｅは、浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものである。めっき外観は不めっき等がなく良好であった。
【００５４】
次に、この鋼板をＢＡＦ条件、ＣＧＬ内でそれぞれ加熱した。ＢＡＦ加熱条件は３５０〜６００℃、１〜３０時間とした。ＣＧＬ内加熱は、８００℃まで到達させた後に保定時間はとらずに冷却した。
【００５５】
次に、この鋼板をホットプレスに相当する条件で処理した。大気中で９００℃以上に加熱し、約７００℃の温度まで大気中で冷却して、その後、厚さ５０ｍｍの金型間で圧着することで急冷した。このときの金型間での冷却速度は約１５０℃／秒であった。なお、加熱速度の影響を見るために加熱方法としては、通電加熱、近赤外線加熱、電気炉輻射加熱という３種類の方法を使用した。このときの加熱速度は、通電加熱で約６０℃／秒、近赤外線加熱で約４０℃／秒、電気炉輻射加熱で約５℃／秒であった。
【００５６】
【表１】
【００５７】
これらの試料の塗装後耐食性を評価した。また、加熱した後の鋼板について、垂れによるめっきの厚みの不均一性を評価するため、加熱前後の板厚変化を測定した。
【００５８】
塗装後耐食性の評価に当たっては、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５Ｔで化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ−Ｍ６０９）を１８０サイクル（６０日）行ない、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。
【００５９】
表２に、加熱条件と組織並びに特性評価結果をまとめた。番号１、２は加熱無し、３〜１４はＢＡＦ焼鈍、１５はＣＧＬ内加熱である。塗装後耐食性はＡｌ層厚みとＦｅ−Ａｌ層厚みの合計との相関が強く、また、加熱前後の板厚変化（垂れの有無）にはＡｌ層厚みの影響が大きいことが伺える。番号２、５、７、１３のようなＡｌ層の厚い条件においては通電加熱での垂れ抑制は困難である。しかし、単にＡｌ相の厚みを減少させると、塗装後耐食性の確保が困難である。一方、Ａｌめっき後適度に加熱してＦｅ−Ａｌ層を増大させた番号４、６、８、９において、垂れ抑制、塗装後耐食性確保の両立が可能であった。なお、番号１０、１１は近赤外線加熱、電気炉加熱の例で、電気炉加熱のような加熱速度が小さい加熱方法においては、塗装後耐食性はやや劣位になる傾向が認められた。番号１５は温度が低く、温度積分値も小さく、合金層の成長が不十分であった。番号１３では加熱後めっき剥離のため評価ができなかった。
【００６０】
また、番号１２は、比較的低温で長時間加熱したもので、このような条件で加熱するとＡｌ層とＦｅ−Ａｌ層との界面の粗度が低下する。しかし、このような粗度では、溶融したメタルの移動に対する抑止力が弱く、垂れの抑制が十分でない。また、めっき条件によっても界面粗度は影響を受け、番号１と２とでは界面粗度が異なっていた。
【００６１】
【表２】
【００６２】
（実施例２）
第３表に示した様々な鋼成分を持つ冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）に実施例１と同じ要領で溶融Ａｌめっきを施した。めっき付着量は片面４０ｇ／ｍ２とした。これらのＡｌめっき鋼板を、５００℃で６時間大気雰囲気で加熱した。次に、ホットプレスを模擬するため、通電加熱により６００〜８９０℃間の昇温速度６０℃／秒，到達温度９００℃で加熱し、その後金型焼入した。焼入後の硬度（ビッカース硬度、荷重１０ｋｇ）を測定した結果も第３表に示しているが，鋼中Ｃ量が低いと焼入後の硬度が低下するため，Ｃ量として０．１質量％以上あることが好ましいことがわかる。
【００６３】
【表３】
（実施例３）
第１表に示した鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．４ｍ）に溶融Ａｌめっきを施した。このときの浴組成はＡｌ−１８％−２％Ｆｅで、Ｆｅは不可避的不純物であった。これを５５０℃、３時間ＢＡＦ焼鈍した。その結果、Ａｌ層は８μｍ、Ｆｅ−Ａｌ層は８μｍ、合計１６μｍであった。この素材をホットプレス相当条件で再度加熱し、通電加熱方式で９５０℃まで到達させた後、金型内で急冷し、実施例１と同じ条件で評価した。その結果、板厚変化は無かったが、塗膜膨れ幅は９ｍｍとなり塗装後耐食性は不良であった。
【００６４】
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明はかかる例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【図面の簡単な説明】
【００６５】
【図１】Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の構造の一般的な例を示す光学顕微鏡写真である。
【図２】Ｆｅ−Ａｌの二元系状態図を示す説明図である。
【図３】本発明に係る被覆層の断面組織の構造の一例を示す光学顕微鏡写真である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、
前記Ａｌめっき層と前記鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、
を有し、
前記Ａｌめっき層の厚みは３μｍ以上１０μｍ以下であり、
前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みは６μｍ以上であり、
前記Ａｌめっき層の厚みと前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みとの和は１０μｍ以上３０μｍ以下であり、
前記Ａｌめっき層と前記Ｆｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板。
【請求項２】
鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍炉内で、酸素：３体積％以上を含有する雰囲気下で、温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値：４５０〜２００００℃・時間の条件で加熱することを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、溶融亜鉛めっきライン内で７５０〜８５０℃に加熱することで連続的に合金化処理を行うことを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記Ａｌめっきの組成として、Ｓｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする、請求項２または３に記載のホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【請求項１】
鋼板表面に被覆されたＡｌめっき層と、
前記Ａｌめっき層と前記鋼板との間に位置するＦｅ−Ａｌ合金層と、
を有し、
前記Ａｌめっき層の厚みは３μｍ以上１０μｍ以下であり、
前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みは６μｍ以上であり、
前記Ａｌめっき層の厚みと前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みとの和は１０μｍ以上３０μｍ以下であり、
前記Ａｌめっき層と前記Ｆｅ−Ａｌ合金層との界面の中心線平均粗さＲａが０．６μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板。
【請求項２】
鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍炉内で、酸素：３体積％以上を含有する雰囲気下で、温度：４５０〜６００℃、保定時間：１〜５０時間、温度積分値：４５０〜２００００℃・時間の条件で加熱することを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼成分として質量％でＣ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜１％を含有し、付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、溶融亜鉛めっきライン内で７５０〜８５０℃に加熱することで連続的に合金化処理を行うことを特徴とする、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記Ａｌめっきの組成として、Ｓｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする、請求項２または３に記載のホットプレス用めっき鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１０−１８８６０（Ｐ２０１０−１８８６０Ａ）
【公開日】平成２２年１月２８日（２０１０．１．２８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−１８１５１３（Ｐ２００８−１８１５１３）
【出願日】平成２０年７月１１日（２００８．７．１１）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年１月２８日（２０１０．１．２８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年７月１１日（２００８．７．１１）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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