JP2018090879A - 熱間プレス成形用鋼板、熱間プレス成形品の製造方法、および熱間プレス成形品 - Google Patents

Abstract

【課題】熱間プレス成形後に形成される塗膜との密着性に優れた熱間プレス成形品を提供する。【解決手段】本発明の熱間プレス成形用鋼板は、熱間プレス成形に用いられる鋼板であって、素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、およびＡｌ層を有しており、上記Ａｌ層におけるＡｌの付着量は０．４ｇ／ｍ2以上である。【選択図】なし

Description

本発明は、熱間プレス成形用鋼板、熱間プレス成形品の製造方法、および熱間プレス成形品に関する。詳細には本発明は、例えば各種自動車の車体や部品などのように高い強度が要求される熱間プレス成形品、および当該熱間プレス成形品を製造するための素材として有用な熱間プレス成形用鋼板に関する。

近年、自動車の軽量化のため、自動車の車体や部品などに引張強度が例えば９８０ＭＰａを超える高強度鋼板が適用されている。一方、鋼板の高強度化に伴って、部品加工時の金型寿命低下、スプリングバックによる部品形状のばらつきなどの問題が増大している。上記問題を解決するため、熱間プレス成形またはホットスタンプと呼ばれる成形方法が開発されている。熱間プレス成形とは、鋼板をＡｃ１変態点（例えば約９００℃）以上の温度に加熱してオーステナイト化し、成形し易くした後に高温域でプレス成形し、焼入れする方法である。熱間プレス成形によれば、鋼板の変形抵抗を低減できるため、上述したスプリングバックの問題も生じ難い。更に熱間プレス成形では、プレス成形と同時に焼入れを行うため、所望とする高強度を確保できる。よって、熱間プレス成形は、特に引張強度が１４７０ＭＰａ以上の高強度鋼板の成形方法として広まりつつある。

ところで自動車用部品のうち、高耐食性が求められるサイドメンバ、サイドシル、クロスメンバ、ピラー下部などの部品では、犠牲防食効果を発揮することが必須である。よって、これまでは、耐食性に優れた亜鉛めっき鋼板を素地鋼板として用い、上記亜鉛めっき鋼板に冷間加工を施して自動車用部品を製造してきた。近年では、上記亜鉛めっき鋼板を熱間プレス成形によって成形することで、高強度かつ高耐食性の自動車用部品が製造されるようになっている。

しかしながら、亜鉛めっき鋼板を用いて熱間プレス成形すると、加熱によりめっき層中の亜鉛が酸化し、熱間プレス成形後の鋼板表面には亜鉛の酸化皮膜（酸化亜鉛）が生成する。そのため、熱間プレス成形により得られた成形品の上に、更なる防錆目的で化成処理皮膜や、更にその上に電着塗装などにより塗膜を形成すると、上記塗膜との密着性（塗膜密着性）が低下したり、更には耐食性（塗装後耐食性）が低下する。その結果、製品としての価値が低減し、自動車部品として適用できないという問題がある。

そこで、例えば特許文献１には、熱間プレス成形後の塗装後耐食性と塗膜密着性の双方を安定して得ることができる技術が開示されている。詳細には特許文献１には、亜鉛系めっき鋼板を用いて熱間プレス成形を行った後に適度のショットブラストを施すことで、熱間プレス成形品の塗膜密着性が一層安定することが記載されている。また、亜鉛系めっき鋼板を加熱・成形すると、鉄−亜鉛固有相を含む亜鉛系めっき層とその上層に生成した酸化亜鉛層を有する皮膜構造となり、さらに、この酸化亜鉛層の一部を除去することにより、目的とする性能を有する熱間プレス成形品が安定して得られることも記載されている。

特開２００４−３２３８９７号公報

上記特許文献１は、熱間プレス成形後にショットブラストを施す技術であり、生産工程および生産時間の増加を招いて生産性が低下する。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、熱間プレス成形後、塗装などにより形成される塗膜との密着性に優れた熱間プレス成形品、熱間プレス成形品の製造方法、および上記熱間プレス成形品を製造するための熱間プレス成形用鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス成形用鋼板は、熱間プレス成形に用いられる鋼板であって、素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、およびＡｌ層を有しており、上記Ａｌ層におけるＡｌの付着量は０．４ｇ／ｍ²以上であるところに要旨を有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記亜鉛系めっき層におけるＺｎの付着量は、熱間プレス成形用鋼板の単位面積当たり、片面で４０〜１００ｇ／ｍ²である。

本発明には、上記熱間プレス成形用鋼板を熱間プレス成形する熱間プレス成形品の製造方法も包含される。

また、上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス成形品は、素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、および１．０質量％以上のＡｌを含むＡｌ酸化物層を有しており、上記亜鉛系めっき層の表面から深さ２μｍの領域におけるＡｌ濃度は１．８質量％以上であり、且つ、上記素地鋼板と前記亜鉛系めっき層との界面におけるＡｌ濃度は１質量％未満であるところに要旨を有する。

本発明によれば、塗膜密着性に優れた熱間プレス成形品が得られる。

図１は、表２のＮｏ．１４の断面図を示す写真である。 図２は、表２のＮｏ．１６の断面図を示す写真である。 図３は、塗膜剥離試験で用いた鋼板の概略断面図である。

本発明者らは、上記目的を達成するため、検討を行った。その結果、素地鋼板として、亜鉛系めっき層の上に所定量のＡｌを含むＡｌ層（以下、単にＡｌ層と略記する場合がある。）を有する鋼板を用いると、特許文献１のように熱間プレス成形後にショットブラストなどの徐錆工程を余分に行わなくても塗膜密着性、更には塗装後耐食性に優れた熱間プレス成形品が得られることを見出し、本発明を完成した。

本明細書において塗膜密着性とは、亜鉛系めっき層の上に通常施される電着塗装膜などの塗膜との密着性を意味する。亜鉛系めっき層の上には通常、耐食性向上のため、上記塗膜が形成される。必要に応じて、上記塗膜の下地層として、リン酸亜鉛皮膜などの化成処理皮膜が形成されるため、上記化成処理皮膜を有する場合は、上記化成処理皮膜を介した上での上記塗膜との密着性を意味する。塗膜密着性は、特に塩化物イオンを含む腐食環境において顕著に劣化する。その原因は、塗膜に浸潤した水に含まれる溶存酸素と塩化物イオンにより、酸化亜鉛の下に存在する亜鉛系めっき層の腐食が進行するためと考えられている。本発明によれば、後記する実施例の欄で実証したとおり、塩化物イオンを含む苛酷な腐食環境下での塗膜密着性が高められる。

なお、化成処理皮膜は当該皮膜を構成する結晶のアンカー効果により、上記塗膜との密着性は良好であるため、化成処理皮膜と上記塗膜との間の密着性が問題になることはない。

本発明によって塗膜密着性が向上する理由は詳細には不明であるが、以下のように考えられる。

熱間プレス成形時の加熱時において、まず、Ａｌ層の一部はその下の亜鉛系めっき層との間で合金化反応が進行し、Ａｌ−Ｚｎ系めっきの拡散層を形成する。また、Ａｌ層の一部は上記合金化反応の開始に引き続き、雰囲気中の酸素と反応してＡｌ酸化物を形成する。酸化反応の際、下層の亜鉛系めっき層から拡散してきた亜鉛の他、下層の素地鋼板から拡散したＭｎ等も最表面近傍に存在するため、酸化物はＡｌだけでなく亜鉛やＭｎの酸化物も含有することとなる。その結果、加熱後の亜鉛系めっき層の上には、１．０質量％以上のＡｌを含むＡｌ酸化物層が形成されると共に、亜鉛系めっき層の表面から深さ２μｍの領域におけるＡｌ濃度（めっき表層のＡｌ濃度）および素地鋼板と亜鉛系めっき鋼板との界面におけるＡｌ濃度（地鉄との界面におけるＡｌ濃度）が適切に制御される。このようにＡｌ濃度が所定範囲に制御されたＡｌ酸化物層を含む層構成とすることにより、酸化亜鉛による亜鉛系めっき層の腐食抑制効果が発揮されて、塗膜密着性が改善すると考えられる。

なお、上記領域（めっき表層および地鉄との界面）以外の亜鉛系めっき層は、加熱後も、Ａｌ層を有しない亜鉛系めっき層を加熱したときと同様のめっき組成を有する。よって、Ｚｎの付着量が適切に制御された亜鉛系めっき層を設けることにより、塗膜密着性のみならず、塗装後耐食性も向上するようになる。

まず、本発明の熱間プレス成形用鋼板について説明する。上述したとおり、本発明の熱間プレス成形用鋼板は、素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、および所定量のＡｌを含むＡｌ層を有する点に特徴がある。

本発明に用いられる素地鋼板（母材鋼板）の種類は特に限定されず、熱間圧延鋼板、冷間圧延鋼板のいずれも用いることができる。詳細には、例えば熱間圧延鋼板表面の酸化皮膜を除去した鋼板、冷間圧延鋼板に、更に焼鈍などの熱処理を施した鋼板、上記の熱処理後に表面を洗浄した鋼板などを用いることができる。

上記素地鋼板の化学成分組成は、高強度の熱間プレス成形品が得られる限り、特に限定されないが、例えば、以下のように制御することが好ましい。

Ｃ：０．１５〜０．４％
Ｃは、熱間プレス成形により得られるプレス成形品の強度を得るために重要な元素である。上記観点から、Ｃ量は０．１５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１８％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると、プレス成形品の溶接性やプレス成形時の延性を確保することが困難である。上記観点から、Ｃ量は、０．４％以下であることが好ましく、より好ましくは０．３８％以下、更に好ましくは０．３５％以下である。

Ｓｉ：０％超、３％以下
Ｓｉは、焼入れ時に残留オーステナイトを形成させる作用を有する。また、固溶強化によって、延性をあまり劣化させずに強度を高める作用も有する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ量は０．５％以上であることが好ましく、より好ましくは１．０％以上、更に好ましくは１．２％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間プレス後の靭性などが劣化する。よって、Ｓｉ量は３％以下であることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下、更により好ましくは１．８％以下である。

Ｍｎ：０〜３％
Ｍｎは、必要によって添加される元素である。Ｍｎは焼入れ性を高め、加熱後の冷却中にフェライト、パーライト、ベイナイトの生成を抑制し、高強度の確保に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量は０．５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．８％以上、更に好ましくは１．０％以上である。一方、熱間圧延の負荷などを考慮すると、Ｍｎ量は３％以下であることが好ましく、より好ましくは２．８％以下、更に好ましくは２．５％以下、更により好ましくは２．１％以下である。

Ａｌ：０％超、０．１０％以下
Ａｌは、脱酸元素として有用な元素である。上記観点から、Ａｌ量を好ましくは０％超、より好ましくは０．０１％以上とする。しかしながら、Ａｌ量が過剰になるとＡｌ₂Ｏ₃の生成により延性などが劣化する。よって、Ａｌ量は０．１０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。

Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは、必要によって添加される元素であり、鋼板の焼入れ性向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｂ量は、好ましくは０．０００２％以上、より好ましくは０．０００３％以上、更に好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ量を過剰になると上記効果が飽和するため、Ｂ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。

本発明に用いられる素地鋼板の基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。上記不可避的不純物としては、例えばＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｈなどの製造上不可避的に含まれる不純物が挙げられる。また、本発明による上記特性を阻害しない程度の微量成分、例えばＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａの他、Ｌａなどの希土類元素；Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏなどの炭化物形成元素などが含まれていても良い。

上記素地鋼板は、必要によって、以下に記載のとおり、（ａ）Ｔｉ：０％超、０．１％以下、（ｂ）Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕよりなる群から選択される１種以上：合計で０％超、１％以下などの選択成分を含有することができる。

Ｔｉ：０％超、０．１％以下
Ｔｉは、Ｎを固定し、Ｂを固溶状態で維持して焼入れ性の改善に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ量は０．０４％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましく０．０６％以上である。しかしながら、Ｔｉ量が過剰になって０．１％を超えると、ＴｉＣが多量に形成されて、析出強化により強度は上昇するが延性が低下する。そのため、Ｔｉ量は０．１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０９％以下、更に好ましくは０．０８％以下である。

Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕよりなる群から選択される１種以上：合計で０％超、１％以下
Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕは、加熱後の冷却中におけるフェライト、パーライトおよびベイナイトの生成を防止し、残留オーステナイトの確保に有効に寄与する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。このような効果を有効に発揮させるためには、上記元素の合計量は０．０１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０６％以上である。なお、上記元素の合計量が増加するにつれて添加コストが上昇するため、上記元素の合計量は１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下である。

本発明の熱間プレス成形用鋼板は、上記素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、およびＡｌ層を有する。

ここで、上記「亜鉛系めっき層、およびＡｌ層」の層は、素地鋼板の少なくとも片面に存在していれば良く、素地鋼板の両面に存在していても良い。

詳細には、まず、上記素地鋼板の上（直上）に、亜鉛を主体とする亜鉛系めっき層を有する。亜鉛主体の亜鉛系めっき鋼板を用いることにより、自動車の走行時に飛び石などによって生じる塗膜やめっき層のチッピングに起因する腐食を防止して、チッピングした箇所の耐食性確保に必要な犠牲防食性を確保することができる。

ここで「主体とする」とは、亜鉛をおおむね、７５質量％以上含むものを意味し、亜鉛を１００質量％含む純亜鉛めっき鋼板も含まれる。亜鉛以外に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌなどの合金元素を含んでいても良く、例えばＦｅ−Ｚｎ合金めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）、Ｎｉ−Ｚｎ合金めっき鋼板、Ａｌ−Ｚｎ合金などが挙げられる。

これらのうち上記Ａｌ−Ｚｎ合金としては、例えば典型的な溶融めっきのように少量（０．０５〜０．２％程度）のＡｌを含むＡｌ−Ｚｎめっき鋼板の他、約２％以下のＡｌを含むＡｌ−Ｚｎめっき鋼板が挙げられる。

上記亜鉛系めっき層におけるＺｎの付着量（Ｚｎめっき付着量）は、塗装後耐食性向上の観点から、片面当たり、４０ｇ／ｍ²以上であることが好ましい。より好ましくは４５ｇ／ｍ²以上である。但し、Ｚｎの付着量が多すぎても上記効果は飽和して経済的に無駄であるため、おおむね、１００ｇ／ｍ²以下であることが好ましい。より好ましくは８０ｇ／ｍ²以下である。

上記亜鉛系めっき層の上（直上）にＡｌ層を有する。本発明の鋼板は特に所定量のＡｌを含むＡｌ層を設けた点に特徴があり、これにより、塗膜密着性が向上する。

本発明に用いられるＡｌ層は、Ａｌを含む層であれば特に限定されず、純Ａｌ、Ａｌを主体とする合金の両方を含む。ここで「主体とする」とは、Ａｌを約８０質量％以上含むことを意味し、具体的には、例えばＡｌ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｓｉ系合金などが挙げられる。

Ａｌ層による塗膜密着性向上効果を有効に発揮させるため、Ａｌ層におけるＡｌ量は金属Ａｌ量換算で、片面あたり０．４ｇ／ｍ²以上である。好ましくは１ｇ／ｍ²以上であり、より好ましくは１．５ｇ／ｍ²以上である。Ａｌ付着量の上限は、塗膜密着性の観点からは特に限定されないが、過剰になると熱間プレス成形後の犠牲防食性が低下する虞があるため、好ましくは５ｇ／ｍ²以下、より好ましくは３ｇ／ｍ²以下である。

次に、本発明の熱間プレス成形用鋼板を製造する好ましい方法について説明する。

まず、素地鋼板を用意する。前述したとおり、素地鋼板の種類は特に限定されず、熱延鋼板、冷延鋼板の両方が用いられる。熱延鋼板の製造方法も特に限定されず、例えば熱間圧延前の加熱温度：約１１００〜１３００℃、仕上げ圧延温度：約８００〜９５０℃、巻取り温度：約５００〜７００℃にて製造することができる。冷延鋼板を製造する方法も特に限定されず、例えば熱延鋼板に対して、例えば冷延率３〜７０％の冷間圧延を施して製造することができる。

必要に応じて、冷延鋼板に対して、更に焼鈍などの熱処理を行ってもよい。焼鈍により、素地鋼板の硬さを調節でき、製造性、通板安定性などを改善することができる。

素地鋼板の板厚は、熱延鋼板の場合、例えば２．０〜３．５ｍｍ；冷延鋼板の場合、例えば０．８〜１．８ｍｍであることが好ましい。

次に、上記素地鋼板に亜鉛系めっき層を形成する。めっき層の形成方法は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきを採用することができる。めっき条件は特に問わず、一般的に行われている方法を採用することができる。また、上記めっき後に合金化処理を更に行ってもよい。具体的には、亜鉛系めっき層の種類や膜厚などに応じて、適宜好適なめっき方法を採用すれば良い。

例えば溶融亜鉛めっき層を形成するときの好ましいめっき条件は、めっき槽の浴温度：４２０〜４８０℃程度、浸漬時間：１〜１０秒程度である。合金化処理も特に限定されないが、例えば大気や窒素などの雰囲気下、４７０〜５８０℃で２０秒〜１０分間保持することが好ましい。上記合金化温度から室温までの冷却条件も特に限定されないが、例えば、１０〜５０℃／秒程度の平均冷却速度で冷却を行うことが好ましい。電気亜鉛めっきを採用する場合、例えばＮｉ−Ｚｎめっきを用いるとウィスカの抑制に有効である。

なお、塗装後耐食性向上の観点から、亜鉛系めっき層におけるＺｎ量の付着量を、好ましくは４０〜１００ｇ／ｍ²の範囲に制御するためには、例えばめっき時間、めっき層中のＺｎ量、めっき浴からの引き上げ速度、ガスワイピングのガス流量などを適切に制御することが好ましい。

次に、上記亜鉛系めっき層の上にＡｌ層を形成する。具体的には、例えば亜鉛系めっき鋼板をブランクに切断してから、スパッタ蒸着等の気相成膜法によって形成することができる。

以上、本発明の熱間プレス成形用鋼板について説明した。

本発明の熱間プレス成形品は、上記鋼板を熱間プレス成形して製造される。熱間プレス成形の条件は特に限定されず、当該技術分野で用いられる方法を採用することができる。具体的には、素地鋼板のブランクを、その後の熱間プレス成形時の急冷によって所望の部品硬さが得られる温度、一般的には９００℃程度まで１０分程度で加熱し、プレス機まで搬送した後に熱間プレス成形を行い、成形と同時に焼入れを行うことにより熱間プレス成形品を製造する。

本発明の熱間プレス成形品は、素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、および１．０質量％以上のＡｌを含むＡｌ酸化物層を有しており、前記亜鉛系めっき層の表面から深さ２μｍの領域におけるＡｌ濃度は１．８質量％以上であり、且つ、前記素地鋼板と前記亜鉛系めっき層との界面におけるＡｌ濃度は１質量％未満である。

前述したとおり、熱間プレス成形用鋼板を構成するＡｌ層の一部は、加熱によって上記のＡｌ酸化物層に変化する。Ａｌ酸化物層のＡｌ量が１．０質量％未満では、熱間プレス時にめっき層の酸化反応が不安定になり、部分的に耐食性に劣る箇所が発生する場合がある。好ましくは２質量％以上であり、より好ましくは３質量％以上である。但し、Ａｌ酸化物層のＡｌ量が過剰になると、塗装後耐食性が低下するため、好ましくは５０質量％以下、より好ましくは３０質量％以下である。

更に亜鉛系めっき層の表面から深さ２μｍの領域（以下、めっき表層と略記する場合がある。）におけるＡｌ濃度は１．８質量％以上であり、且つ、素地鋼板と前記亜鉛系めっき層との界面近傍（以下、地鉄との界面と略記する場合がある。）におけるＡｌ濃度は１質量％未満である。これにより、所望とする塗膜密着性が得られる。

ここで、図１および図２を用いて、上記「めっき表層」および「地鉄との界面」の領域を説明する。図１は後記する表２のＮｏ．１４の断面図であり、図２は表２のＮｏ．１６の断面図である。

まず、上記「めっき表層」とは、加熱により亜鉛系めっき層の表面に生じた酸化亜鉛の酸化膜の直下から深さ２μｍの領域を意味する。実際には図に示すように亜鉛系めっき層の最表面は凹凸を有するため、最表面から深さ２μｍ（縦）で、且つ、亜鉛系めっき層表面に平行に２〜２０μｍ範囲の長さ（横）を有する長方形（図中、□）の領域を複数箇所選択して、各長方形（□）を構成する長さ（横）を測定する。測定は、各長方形を構成する長さ（横）の合計が１００μｍ以上になるまで行い、合計長さを長方形の測定数で割った平均値を「めっき表層」とする。この「めっき表層」に存在するＡｌ濃度を、後記する実施例に記載のように走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐ、ＳＥＭ−ＥＤＸ）にて測定する。

また、上記「地鉄との界面」は、上記ＳＥＭ−ＥＤＸにて鋼板断面を観察したとき、亜鉛が存在する領域と亜鉛が存在しない領域との界面から、亜鉛系めっき層側に向かって厚さ２μｍの領域を意味する。但し、亜鉛系めっき層の最表面は凹凸を有するため、前述した「めっき表層」の場合と同様、最表面から深さ２μｍ（縦）で、且つ、界面に平行に２〜２０μｍ範囲の長さ（横）を有する長方形（図中、□）を複数箇所選択して、各長方形（□）を構成する長さ（横）を測定する。測定は、各長方形を構成する長さ（横）の合計が１００μｍ以上になるまで行い、合計長さを長方形の測定数で割った平均値を「地鉄との界面」とする。この「めっき表層」に存在するＡｌ濃度を、上記ＳＥＭ−ＥＤＸにて測定する。

本発明者らの実験結果によれば、上記「めっき表層」および「地鉄との界面」におけるＡｌ濃度は塗膜密着性向上と密接に寄与していることが判明した。熱間プレス部品では、酸化膜直下のめっき層の溶解によって腐食環境での塗膜密着性が劣化すると考えられるが、上記「めっき表層」のＡｌ濃度（めっき層直下のＡｌ濃度）を高めることで密着性を改善することができる。但し、めっき層の下層までＡｌ濃度が高くなってしまうと、亜鉛系めっきの本来の特性である犠牲防食性能が劣化するため、上記「地鉄との界面」のＡｌ濃度（下層のＡｌ濃度）を抑制しためっき構成とした。

具体的には、所望とする塗膜密着性を有効に発揮させるためには、めっき表層におけるＡｌ濃度は１．８質量％以上であり、好ましくは２．０質量％以上、より好ましくは２．５質量％以上である。但し、上記濃度が増大すると、めっき層の犠牲防食性能が劣化するため、その上限は１５質量％以下であることが好ましい。同様に、所望とする塗膜密着性を有効に発揮させるためには、地鉄との界面におけるＡｌ濃度は１質量％未満であり、好ましくは０．８質量％以下、より好ましくは０．７質量％以下である。なお、その下限は、めっき層と素地鋼板の合金化反応の安定性や亜鉛付着量の制御のし易さなどを考慮すると、おおむね、０．１質量％以上である。

本発明の熱間プレス成形品は、通常の熱間プレス成形品と同様、耐食性向上の目的で、必要に応じて化成処理皮膜と、電着塗装などの塗膜とを順次有する。電着塗装によって形成される塗膜は、更に塗膜の均一性に優れている。電着塗装の方法は特に限定されず、例えばカチオン電着塗装などが挙げられる。また、必要に応じて施される化成処理皮膜は、上記塗膜の下地層として有用であり、例えば、リン酸亜鉛皮膜などが挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示すＡ〜Ｃの化学成分組成を有する鋼材（残部は、鉄およびＰ、Ｓ以外の不可避的不純物）を溶製し、鋳造してスラブを得た後、加熱温度１２５０℃、仕上げ圧延温度９００℃、巻き取り温度６００℃の条件で熱間圧延を行って板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板に冷間圧延を行って板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。

このようにして得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板の両面に亜鉛系めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。また、一部の試料については、溶融亜鉛めっき処理後、直ちに合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

ここで、上記溶融亜鉛めっき処理および合金化処理はいずれも、雰囲気制御が可能で加熱冷却機構と亜鉛めっき浴となる坩堝を備え、めっき処理および合金化処理を一貫工程で実施可能な実験炉を用いて行った。溶融亜鉛めっき処理は、４６０℃の０．１３％Ａｌ−Ｚｎ浴に３秒間浸漬して行った。また、合金化処理は５％Ｈ₂−Ｎ₂（露点−４５℃）の雰囲気にて、５５０℃で２０秒間保持して行った。合金化処理の冷却は、Ａｒガスの吹き付けにより行った。また、冷却開始から室温までの平均冷却速度は１０〜１５℃／ｓｅｃとした。

亜鉛めっき鋼板および合金化亜鉛めっき鋼板のＺｎ付着量は、ガスワイピングにより調整し、実績はＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ、誘導結合プラズマ）発光分光分析により測定した。Ｚｎ付着量は片面あたり、３０〜１００ｇ／ｍ²とした。

上記の方法で製造した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を５０ｍｍ×１５０ｍｍの大きさに切断した後、真空スパッタ蒸着により、亜鉛系めっき層の上にＡｌ層を形成した。Ａｌ層の付着量は成膜時間で調整し、０（Ａｌ層の形成なし）〜１０ｇ／ｍ²とした。

次に、上記の方法で作製した鋼板に対し、熱間プレス成形を模擬して通電加熱方式で加熱した。加熱パターンは、室温から９００℃までの範囲を３０秒かけて加熱した後、Ｎ₂ガスの吹き付けにより冷却した。詳細には、９００℃から３５０℃までの範囲の平均冷却速度が３０℃／秒となるように冷却ガスを一定の流量に設定した。その後、３５０℃から室温までの範囲を放冷した。

その結果、加熱後の亜鉛系めっき層の上には、１．０質量％以上のＡｌを含むＡｌ酸化物層が形成されていることを確認した（表には示さず）。上記の確認は、グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤ−ＯＥＳ）による元素プロファイルで、酸素濃度が１０質量％以上の表層の平均Ａｌ濃度を測定することにより行なった。

（各Ａｌ濃度の測定）
加熱後、各鋼板の断面を前述したＳＥＭ−ＥＤＸにより分析し、亜鉛系めっき層の表面から深さ２μｍの領域（めっき表層）におけるＡｌ濃度、および素地鋼板と亜鉛系めっき層との界面近傍（地鉄との界面）におけるＡｌ濃度を測定した。本実施例では、上記ＳＥＭ−ＥＤＸとして、日本電子株式会社製の電界放出型走査電子顕微鏡ＪＳＭ−７００１Ｆ（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いた。

上記加熱後の各鋼板に対し、アルカリ脱脂洗浄、表面調整、およびリン酸亜鉛処理を行った後、電着塗装を行った。具体的には、上記リン酸亜鉛処理は、日本パーカライジング（株）製のパルボンドＬ３０６５（ＰＢ−Ｌ３０６５）に２分間浸漬して、リン酸亜鉛の付着量を３ｇ／ｍ²前後に調整した。また、上記表面調整は、上記リン酸亜鉛処理液に対応するものを使用した。また、上記電着塗装は、日本ペイント（株）製のカチオン電着塗料（パワーニックスエクセル１２２０）を用いて電圧１７０Ｖにて塗装、１８０℃で１５分焼付けを行い、塗膜の膜厚を１５μｍに調整した。

（塗膜密着性の評価）
上記のようにして塗膜を形成した各鋼板を、５重量％のＮａＣｌ水溶液に、５０℃で７００時間浸漬した。浸漬の際には、各鋼板の端部をシールし、端部からの腐食や浸漬水の浸潤効果が無視できるようにした。浸漬終了後、図３に示す評価対象について、セロハンテープによる塗膜剥離試験を行い、電着塗装が剥離した部分の剥離面積率を評価した。評価対象の領域は、熱間プレス成形を模擬した上記加熱処理時において均熱が保たれている鋼板長手方向の中央部約１００ｍｍ×幅方向約４０ｍｍ（評価面積：４０ｍｍ×１００ｍｍ＝４０００ｍｍ²）とした。評価面積（４０００ｍｍ²）に占める塗膜剥離面積率を画像処理によって評価し、３％以下を合格とした。浸漬の際には、サンプルの端部はシールを行い、端部からの腐食や浸漬水の浸潤効果が無視できるようにした。

（塗装後耐食性の評価）
上記のようにして形成した塗膜に６０°のクロスカットで人工的な塗膜傷を形成した。次に、スガ試験機株式会社製の複合サイクル試験機を用いて、ＪＡＳＯ−ＣＣＴモードの環境下に９０日間暴露した。次に、ネオスＣＳ５００を用いて塗膜を剥離除去した後、液体ホーニングによる除錆処理を行ってから、クロスカット部の侵食深さを測定した。具体的には、クロスカット部において、カットラインに沿って等間隔に選択した１０箇所の侵食深さを接触式のニードルで測定し、その平均値を侵食深さとした。このようにして得られた侵食深さが０．１０ｍｍ以下の場合を塗装後耐食性に優れる（良）と評価し、０．１０ｍｍを超える場合を塗装後耐食性に劣る（不良）と評価した。

これらの結果を表２に示す。

表１の鋼種記号Ａを用いた表２のＮｏ．１２、１３、１６，１７、２０、２１；表１の鋼種記号Ｂを用いた表２のＮｏ．２３、２４；表１の鋼種記号Ｃを用いた表２のＮｏ．２６、２７はいずれも、Ａｌ層におけるＡｌ付着量が適切に制御された本発明例であり、加熱後のめっき表層のＡｌ濃度は１．８質量％以上であり、地鉄との界面におけるＡｌ濃度は１質量％未満であった。その結果、鋼種にかかわらず、また合金化の有無にかかわらず、いずれの鋼板も塗膜密着性に優れている。また、上記鋼板は、亜鉛系めっき層のＺｎ付着量がＮｏ．３〜５、８、９のように３５ｇ／ｍ²でなく、すべて４０ｇ／ｍ²以上に制御されているため、塗装後耐食性にも優れている。

これに対し、下記例は本発明の要件を満足しない比較例であり、以下の不具合を有している。

まず、表２のＮｏ．１、６、１０、１４、１８、２２、２５はいずれも、亜鉛系めっき層の上にＡｌ層を形成しなかった例である（Ａｌ層の欄０）。その結果、加熱後のめっき表層および地鉄との界面におけるＡｌ濃度が低減したため、亜鉛系めっき層中の亜鉛の酸化が抑制されず、塗膜密着性が低下した。これらのうちＮｏ．１、６は、亜鉛系めっき層のＺｎ付着量が４０ｇ／ｍ²未満のため、塗装後耐食性も低下した。

また、表２のＮｏ．２、７、１１、１５、１９はいずれも、亜鉛系めっき層の上にＡｌ層を形成したが、Ａｌ付着量が少ない例であり、加熱後のめっき表層におけるＡｌ濃度が低く、塗膜密着性が低下した。これらのうちＮｏ．２、７は、亜鉛系めっき層のＺｎ付着量が４０ｇ／ｍ²未満のため、塗装後耐食性も低下した。

参考のため、Ａｌ付着量が異なる市販のＡｌめっき鋼板（ＪＩＳ Ｇ ３３１４ のＳＡ１Ｃ、Ａｌ付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ²または７２ｇ／ｍ²、板厚１．２ｍｍ）を用意して上記と同様の加熱を行って塗膜密着性および塗装後耐食性を測定した。その結果、塗膜密着性は良好であるが、亜鉛めっき層を有しないため、塗装後耐食性が低下した（表には示さず）。

Claims (4)

1. 熱間プレス成形に用いられる鋼板であって、
   素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、およびＡｌ層を有しており、前記Ａｌ層におけるＡｌの付着量は０．４ｇ／ｍ²以上であることを特徴とする熱間プレス成形用鋼板。
2. 前記亜鉛系めっき層におけるＺｎの付着量は、熱間プレス成形用鋼板の単位面積当たり、片面で４０〜１００ｇ／ｍ²である請求項１に記載の熱間プレス成形用鋼板。
3. 請求項１または２に記載の熱間プレス成形用鋼板を熱間プレス成形する熱間プレス成形品の製造方法。
4. 素地鋼板の少なくとも片面に、素地鋼板側から順に、亜鉛系めっき層、および１．０質量％以上のＡｌを含むＡｌ酸化物層を有しており、
   前記亜鉛系めっき層の表面から深さ２μｍの領域におけるＡｌ濃度は１．８質量％以上であり、
   前記素地鋼板と前記亜鉛系めっき層との界面におけるＡｌ濃度は１質量％未満であることを特徴とする熱間プレス成形品。