JP2019506297A - 耐食性に優れた熱間プレス成形品及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
素地鉄及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を含むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、上記熱間プレス成形品は、その表面に形成された酸化物層を含み、上記酸化物層に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）が０．８以上である、熱間プレス成形品とそれを製造する方法を提供する。
Description
本発明は、耐食性に優れた熱間プレス成形品及びその製造方法に関する。
近年、自動車の軽量化のために高強度鋼の活用が増加しているが、このような高強度鋼には常温加工するときに摩耗又は破断しやすいという問題がある。また、加工する際にスプリングバック現象も発生するため、精密な寸法加工が難しく、複雑な製品の成形が難しい。そこで、高強度鋼を加工するための好ましい方法として、熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ， ＨＰＦ）が用いられている。
熱間プレス成形（ＨＰＦ）とは、鋼板が高温で軟質化して高延性になる性質を利用して高温下で複雑な形状に加工する方法のことであり、より具体的にいうと、鋼板をオーステナイト領域以上に加熱した状態で、加工とともに急冷を行うことにより、鋼板の組織をマルテンサイトに変態させ、高強度の精密な形状を有する製品を作製することができる方法のことである。
鋼材を高温で加熱する場合、鋼材表面に腐食や脱炭などの現象が発生する恐れがあり、これを防止するために、熱間プレス成形のための素材として、表面に亜鉛系めっき層が形成された亜鉛系めっき鋼材が注目されている。
しかし、一般的な亜鉛系めっき鋼材の場合、熱間プレス成形のための加熱の際に、亜鉛の過度な酸化が生じて、めっき層の有効厚さが減少したり、亜鉛系めっき層中の亜鉛の含有量が過度に減少し、成形後の耐食性が低下するという問題がある。
一方、近年、亜鉛系めっき鋼材の耐食性をより向上させるために、めっき層中にマグネシウムを添加する技術が提案されている。めっき層中にマグネシウムが添加された場合、腐食環境下でマグネシウム系腐食生成物が緻密に形成されることによって、腐食速度が減少し、耐腐食性の向上効果が得られる。しかし、このようなマグネシウムは、高温で急激に酸化してめっき層を大きく破損するため、熱間プレス成形用亜鉛系めっき鋼材へのマグネシウムの添加が制限されているのが実情である。
本発明の様々な目的の１つは、耐食性に優れた熱間プレス成形品とそれを製造する方法を提供することにある。
本発明の一態様は、素地鉄及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を含むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、上記熱間プレス成形品は、その表面に形成された酸化物層を含み、上記酸化物層に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）が０．８以上である、熱間プレス成形品を提供する。
また、本発明の他の態様は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に素地鉄を浸漬し、めっきを行ってＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を得るステップと、上記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材のめっき付着量を調整し、その後冷却するステップと、上記冷却されたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を加熱炉内で６００〜９５０℃の加熱温度まで加熱するステップと、上記加熱温度に達したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を金型で成形するとともに急冷するステップとを含み、上記加熱温度に達したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材が加熱炉内に滞留する時間を示す滞留時間が１２０秒以下である、熱間プレス成形品の製造方法を提供する。
本発明の様々な効果の１つとして、本発明により製造される熱間プレス成形品は、耐食性が非常に優れているという利点がある。
以下、本発明の一態様である耐食性に優れた熱間プレス成形品について詳細に説明する。
本発明の熱間プレス成形品は、素地鉄及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を含むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を熱間プレス成形して製造される。ここで、素地鉄は鋼板又は鋼線材であってもよい。
本発明においては、上記素地鉄の組成については特に限定しないが、例えば、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜８．０％、Ｂ：０．００２０〜０．００５０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含んでもよい。
Ｃ：０．１５〜０．３５重量％
炭素は、オーステナイト安定化元素であって、焼入れ性の確保及び熱間プレス成形後の成形品の強度確保のために添加される元素である。炭素含有量が少なすぎる場合、焼入れ性が不足して熱間プレス後に目標強度を確保することが難しいことがあるため、本発明においては、０．１５重量％以上含まれることが好ましく、０．１８重量％以上含まれることがより好ましい。ただし、炭素含有量が多すぎる場合、靱性及び溶接性の低下を招くことがあり、強度の過度な上昇により焼鈍及びめっき工程で通板性を阻害するなど、製造工程上不利なことがある。よって、本発明においては、０．３５重量％以下含まれることが好ましく、０．３２重量％以下含まれることがより好ましい。
炭素は、オーステナイト安定化元素であって、焼入れ性の確保及び熱間プレス成形後の成形品の強度確保のために添加される元素である。炭素含有量が少なすぎる場合、焼入れ性が不足して熱間プレス後に目標強度を確保することが難しいことがあるため、本発明においては、０．１５重量％以上含まれることが好ましく、０．１８重量％以上含まれることがより好ましい。ただし、炭素含有量が多すぎる場合、靱性及び溶接性の低下を招くことがあり、強度の過度な上昇により焼鈍及びめっき工程で通板性を阻害するなど、製造工程上不利なことがある。よって、本発明においては、０．３５重量％以下含まれることが好ましく、０．３２重量％以下含まれることがより好ましい。
Ｓｉ：０．５重量％以下（０重量％は除く）
シリコンは、脱酸を目的として添加される成分であるが、その含有量が多すぎる場合、焼鈍する際に、鋼表面にＳｉＯ２酸化物が多量生成されて未めっきが発生することがある。よって、本発明においては、０．５重量％以下含まれることが好ましく、０．４重量％以下含まれることがより好ましい。
シリコンは、脱酸を目的として添加される成分であるが、その含有量が多すぎる場合、焼鈍する際に、鋼表面にＳｉＯ２酸化物が多量生成されて未めっきが発生することがある。よって、本発明においては、０．５重量％以下含まれることが好ましく、０．４重量％以下含まれることがより好ましい。
Ｍｎ：０．５〜８．０重量％
マンガンは、固溶強化元素であって、強度上昇に大きく寄与するだけでなく、オーステナイトからフェライトへの変態を遅延させる上で重要な役割を果たす。マンガン含有量が少なすぎる場合、オーステナイトからフェライトへの変態温度（Ａｅ３）が高くなり、オーステナイト単相領域で熱間プレス加工を行うために非常に高い熱処理温度が必要となる。よって、本発明においては、０．５重量％以上含まれることが好ましく、１．０重量％以上含まれることがより好ましい。それに対して、マンガン含有量が多すぎる場合、溶接性や熱間圧延性などが低下することがある。よって、本発明においては、８．０重量％以下含まれることが好ましく、７．８重量％以下含まれることがより好ましい。
マンガンは、固溶強化元素であって、強度上昇に大きく寄与するだけでなく、オーステナイトからフェライトへの変態を遅延させる上で重要な役割を果たす。マンガン含有量が少なすぎる場合、オーステナイトからフェライトへの変態温度（Ａｅ３）が高くなり、オーステナイト単相領域で熱間プレス加工を行うために非常に高い熱処理温度が必要となる。よって、本発明においては、０．５重量％以上含まれることが好ましく、１．０重量％以上含まれることがより好ましい。それに対して、マンガン含有量が多すぎる場合、溶接性や熱間圧延性などが低下することがある。よって、本発明においては、８．０重量％以下含まれることが好ましく、７．８重量％以下含まれることがより好ましい。
Ｂ：０．００２０〜０．００５０重量％、
ボロンは、オーステナイトからフェライトへの変態を遅延させる役割を果たす。本発明においては、このような効果を得るために、０．００２０重量％以上含まれることが好ましく、０．００２２重量％以上含まれることがより好ましい。ただし、その含有量が多すぎる場合、その効果が飽和するだけでなく、熱間加工性を低下させることがある。よって、本発明においては、０．００５０重量％以下含まれることが好ましく、０．００４５重量％以下含まれることがより好ましい。
ボロンは、オーステナイトからフェライトへの変態を遅延させる役割を果たす。本発明においては、このような効果を得るために、０．００２０重量％以上含まれることが好ましく、０．００２２重量％以上含まれることがより好ましい。ただし、その含有量が多すぎる場合、その効果が飽和するだけでなく、熱間加工性を低下させることがある。よって、本発明においては、０．００５０重量％以下含まれることが好ましく、０．００４５重量％以下含まれることがより好ましい。
上記組成以外の残部はＦｅである。ただし、通常の製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避的に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野における通常の知識を有する者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書においてはその全ての内容を特に言及しない。
このような不純物の代表的な例としては、Ａｌ、Ｐ及びＳが挙げられるが、素地鉄中のＡｌの含有量が多くなると製鋼性クラックを引き起こすことがあるため、その含有量を０．２重量％以下に管理することが好ましく、Ｐ及びＳは、その含有量が多くなると延性を低下させることがあるため、その含有量をそれぞれ０．０３重量％以下、０．００１重量％以下に管理することが好ましい。
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層は、素地鉄の表面に形成され、腐食環境下で素地鉄の腐食を防止する役割を果たし、重量％で、Ｍｇ：０．９〜３．５％、Ａｌ：１．０〜１５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避的不純物を含んでもよい。
Ｍｇは、熱間プレス成形品の耐食性の向上のために添加される必須元素であって、腐食環境下でめっき層の表面に緻密な腐食生成物を形成することにより、熱間プレス成形品の腐食を効果的に防止することができる。一方、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層中のＭｇは熱間プレス過程を経ることによってその一部が酸化されて消失し、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層はＦｅと合金化して全めっき層中のＭｇの含有量が減少するため、通常のめっき鋼材と同様の耐食性を確保するためには、より多い量のＭｇが含まれるようにするとよい。本発明で目的とする耐食効果を確保するためには、Ｍｇは、０．９重量％以上含まれるとよく、０．９５重量％以上含まれることがより好ましい。ただし、その含有量が多すぎる場合、めっき浴の表面におけるＭｇの酸化現象が顕著になってめっき作業性を低下させるだけでなく、熱間プレス過程を経ることによってＭｇＯ酸化物が過度に形成されてＺｎの酸化及び揮発を促進することにより、熱間プレス成形品の耐食性を低下させることがある。これを防止するという面で、Ｍｇは、３．５重量％以下含まれるとよく、３．３重量％以下含まれることがより好ましい。
Ａｌは、熱間プレス過程を経ることによってその表面に安定したＡｌ２Ｏ３酸化物層を形成してＺｎの酸化及び揮発を抑制することにより、熱間プレス成形品の耐食性の向上に寄与する。本発明においては、このような効果を得るために、１．０重量％以上含まれるとよく、１．１重量％以上含まれることがより好ましい。ただし、その含有量が多すぎる場合、表面の耐熱性はよくなるものの、溶融めっきの際のめっき浴の溶融温度が過度に上昇して操業が難しくなることがあるため、これを防止するという面で、Ａｌは、１５重量％以下含まれるとよい。
本発明の熱間プレス成形品は、その表面に形成された酸化物層を含み、その酸化物層に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）は、０．８以上であることを特徴とする。より好ましい範囲は０．８５以上であり、さらに好ましい範囲は０．９以上である。
本発明者らの研究の結果、Ｍｇ系酸化被膜は、物理的に安定的でないため、簡単に破損してめっき層中のＺｎの酸化及び揮発を促進することがある。これに対して、Ａｌ系酸化被膜は、物理的に非常に安定しているため、その表面にＡｌ系酸化被膜が安定的に生成された場合、めっき層中のＺｎの酸化及び揮発を防止するだけでなく、酸化物の量自体をより少なく抑えることにより、熱間プレス成形品の耐食性を大幅に向上させることができる。本発明においては、このような効果を得るために、酸化物層に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）を０．８以上に制御する必要性がある。
本発明においては、上記酸化物層に含まれるＭｇ及びＡｌの含有量などを測定するための具体的な装置及び方法については特に限定しないが、例えば、ＧＤＯＥＳ（グロー放電発光分析法）を用いて測定してもよい。ここで、分析対象元素の分析は、標準試片を用いて分析装置を較正した後に行うことが好ましい。
一例によると、酸化物層中のＺｎ、Ａｌ及びＭｇの合計付着量は、７００ｍｇ／ｍ２以下（０ｍｇ／ｍ２は除く）であってもよく、５００ｍｇ／ｍ２以下（０ｍｇ／ｍ２は除く）であることがより好ましく、１００ｍｇ／ｍ２以下（０ｍｇ／ｍ２は除く）であることがさらに好ましい。
表面酸化物は、スポット溶接の際に表面抵抗を増大させて溶接割れ（スパッタ）を発生させることにより、溶接を難しくしたり、不可能にすることがあるが、上記のように酸化物の合計付着量を７００ｍｇ／ｍ２以下に抑制する場合、優れた溶接性を確保することができる。一例によれば、ＫＳ Ｂ ＩＳＯ １５６０９などの関連手順に従ってスポット溶接を行う際、上記のような酸化物の合計付着量を７００ｍｇ／ｍ２以下に抑制する場合には、溶接可能電流範囲が０．５ｋＡ以上であるのに対して、７００ｍｇ／ｍ２以上の場合は、溶接可能電流範囲が０．５ｋＡ以下であるか、又は得られにくい。
一例によると、酸化物層は、Ｍｎ、Ｓｉ及びＦｅからなる群から選択される１種又は２種以上を含んでもよく、これらの含有量の合計は、酸化物層に含まれる金属全体の含有量に対して５０％以下であってもよく、３０％以下であることがより好ましく、１０％以下であることがさらに好ましい。上記元素は、酸化物層中に物理的、化学的欠陥を形成して酸化物層の形成による高温耐熱性の向上効果を阻害する恐れがある。よって、その含有量を極力抑制することが好ましい。
一例によると、熱間プレス成形品のめっき層に含まれるＭｇの総量（ＭｇＣ）に対する上記熱間プレス成形品の酸化物層に含まれるＭｇの総量（ＭｇＯ）の比（ＭｇＯ／ＭｇＣ）は、１以下であってもよく、０．５以下であることがより好ましく、０．３以下であることがさらに好ましい。
めっき層に含まれるＭｇは、熱間プレス成形品の耐食性の向上に大きく寄与するため、優れた耐食性の確保のためには、熱間プレス過程でＭｇの酸化を抑制することにより、できるだけめっき層中のＭｇを固溶した形態に維持することが好ましい。上記のようにその総量比（ＭｇＯ／ＭｇＣ）を１以下に制御する場合、熱間プレス成形品の耐食性をより高くすることができる。
一例によると、熱間プレス成形品のめっき層のＦｅ合金化度は、２０〜７０％であってもよく、２５〜６５％であることがより好ましく、３０〜６０％であることがさらに好ましい。Ｆｅ合金化度が上記範囲を満たす場合、加熱工程中の酸化被膜の発生を効果的に抑制することができ、犠牲防食による耐食特性に優れているという利点がある。Ｆｅ合金化度が２０％未満の場合は、めっき層中に一部のＺｎが濃化した領域が液相で存在し、加工する際に液相脆化割れを引き起こすことがある。一方、Ｆｅ合金化度が７０％を超える場合は、耐食性が低下する恐れがある。
以上、説明した本発明の熱間プレス成形品は様々な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。ただし、その一実施形態として、次のような方法により製造することができる。
以下、本発明の他の態様である耐食性に優れた熱間プレス成形品の製造方法について詳細に説明する。
まず、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に素地鉄を浸漬し、めっきを行ってＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を得る。本発明においては、めっき鋼材を得る具体的な方法については特に限定しないが、本発明の効果をよりよく得るために次のような方法を用いることができる。
（ａ）素地鉄の種類及び表面粗さの制御
本発明者らの研究結果によると、めっき前の素地鉄の表面粗さはめっき層中のＡｌの活性に影響を及ぼし、特に、素地鉄の表面粗さが低いほどＡｌの活性を高めて熱間プレス成形品の表面にＡｌ２Ｏ３を安定的に形成させるのに有利である。本発明においては、このような効果を得るために、表面粗さ（Ｒａ）が２．０μｍ以下に制御された冷延鋼板を素地鉄として用いることが好ましい。一方、表面粗さが低いほどＡｌの活性を高めるのに有利であるため、本発明においては、その下限については特に限定しないが、素地鉄の表面粗さが低すぎる場合、圧延中の鋼材のスリップ現象により操業に支障をきたすことがあるため、これを防止するという側面で、その下限を０．３μｍに限定してもよい。
本発明者らの研究結果によると、めっき前の素地鉄の表面粗さはめっき層中のＡｌの活性に影響を及ぼし、特に、素地鉄の表面粗さが低いほどＡｌの活性を高めて熱間プレス成形品の表面にＡｌ２Ｏ３を安定的に形成させるのに有利である。本発明においては、このような効果を得るために、表面粗さ（Ｒａ）が２．０μｍ以下に制御された冷延鋼板を素地鉄として用いることが好ましい。一方、表面粗さが低いほどＡｌの活性を高めるのに有利であるため、本発明においては、その下限については特に限定しないが、素地鉄の表面粗さが低すぎる場合、圧延中の鋼材のスリップ現象により操業に支障をきたすことがあるため、これを防止するという側面で、その下限を０．３μｍに限定してもよい。
（ｂ）めっき浴の組成の制御
本発明者らの研究結果によると、めっき浴中にＡｌ及びＭｇが複合添加された場合、Ａｌ及びＭｇの含有量比もＡｌの活性に影響を及ぼし、特に、Ａｌ／Ｍｇ比が高いほどＡｌの活性を高めて熱間プレス成形品の表面にＡｌ２Ｏ３を安定的に形成させるのに有利である。本発明においては、このような効果を得るために、めっき浴中のＡｌ／Ｍｇ比を０．８以上に制御することが好ましい。一方、Ａｌ／Ｍｇ比が高いほどＡｌの活性を高めるのに有利であるため、本発明においては、その下限については特に限定しない。
本発明者らの研究結果によると、めっき浴中にＡｌ及びＭｇが複合添加された場合、Ａｌ及びＭｇの含有量比もＡｌの活性に影響を及ぼし、特に、Ａｌ／Ｍｇ比が高いほどＡｌの活性を高めて熱間プレス成形品の表面にＡｌ２Ｏ３を安定的に形成させるのに有利である。本発明においては、このような効果を得るために、めっき浴中のＡｌ／Ｍｇ比を０．８以上に制御することが好ましい。一方、Ａｌ／Ｍｇ比が高いほどＡｌの活性を高めるのに有利であるため、本発明においては、その下限については特に限定しない。
（ｃ）プレめっき層の形成及び焼鈍条件の制御
本発明者らの研究結果によると、素地鉄がＭｎなどの親酸化元素を多量含有する場合、めっき層中への親酸化元素の拡散が顕著になる。このようにめっき層中に拡散した親酸化元素はＡｌの活性を下げてＡｌ２Ｏ３被膜の安定した形成を妨害することがある。
本発明者らの研究結果によると、素地鉄がＭｎなどの親酸化元素を多量含有する場合、めっき層中への親酸化元素の拡散が顕著になる。このようにめっき層中に拡散した親酸化元素はＡｌの活性を下げてＡｌ２Ｏ３被膜の安定した形成を妨害することがある。
これを防止するため、一例によると、その表面にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の金属をプレめっきし、その後、焼鈍処理した素地鉄を対象としてめっきを行うようにしてもよい。一方、本発明においては、プレめっきする方法については特に限定しないが、例えば、電気めっき方法により形成してもよい。
ここで、プレめっき層の厚さは５〜１００ｎｍであることが好ましい。その厚さが５ｎｍ未満の場合、親酸化元素のめっき層中の拡散を効果的に抑制することが難しく、その厚さが１００ｎｍを超える場合、表面酸化物の抑制には効果的であるが、経済性の確保が難しい。
一方、焼鈍処理は、素地鉄組織の再結晶を回復させるために行うものであって、上記焼鈍処理は、素地鉄組織の再結晶の回復に十分な程度である７５０〜８５０℃の温度で行ってもよい。
一例によると、焼鈍処理は、１〜１５体積％の水素ガス及び残部窒素ガスの雰囲気下で行ってもよい。水素ガスが１体積％未満の場合、表面酸化物の抑制を効果的に行うことが難しいことがあり、水素ガスが２０体積％を超える場合、水素含有量の増加によりコストが増加するだけでなく、爆発危険が過度に増加することがある。
次に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を加熱炉内で所定の加熱温度まで加熱する。
このとき、加熱温度に達したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材が加熱炉内に滞留する時間を示す滞留時間を１２０秒以下に管理することが好ましい。
本発明者らの研究結果によると、素材の温度が高温であるほどＭｇＯの生成が活発になるが、特に、Ｍｇは他の元素に比べて酸化が容易な元素であるため、素材の温度が高温で留まる時間が長くなると、他の元素による酸化物を還元させて酸化物層中のＭｇの比率を高めるようになる。この場合、物理的に安定的でない酸化物層の形成によりＺｎの揮発及び酸化が促進され、その結果、熱間プレス成形品の耐食性が低下することがある。よって、本発明においては、滞留時間を１２０秒以下に管理するとよい。
一方、本発明者らのさらなる研究結果によると、加熱温度及び昇温速度も目的とする酸化物層の形成に影響を及ぼすことがある。
本発明者らの研究の結果、熱間プレス成形のために加熱する際、加熱初期にはＡｌ２Ｏ３被膜が安定して生成され、加熱が進むにつれて素材の温度が高くなると、ＭｇＯが生成されて、既に生成されたＡｌ２Ｏ３の還元が起こるようになる。よって、ＭｇＯの生成及びＡｌ２Ｏ３の還元を防止するためには、昇温速度を１０℃／ｓｅｃ以上の速い速度に制御する必要がある。
一方、一般的な熱間プレス成形をする際の素材の加熱温度は６００〜９５０℃であるが、加熱温度が８００℃以上９５０℃以下の場合、昇温速度を２０℃／ｓｅｃ以上のより速い速度に制御すると共に、滞留時間を６０秒以下のより短い時間に管理することが好ましい。このように昇温速度をより速く、かつ滞留時間をより短く管理する理由は、前述したように高温領域でＭｇＯの生成が多すぎるためである。ここで、滞留時間は、４０秒以下に制御することがより好ましく、２０秒以下に制御することがさらに好ましく、１５秒以下に制御することが一層好ましい。
上記加熱速度は、電気炉などの通常の恒温炉を用いた場合に比べて非常に速いものであって、一例によると、上記加熱は、輻射加熱、高周波誘導加熱及び通電加熱のいずれか１つの方法により行われるものであってもよい。
上記加熱は大気中でも可能であるが、不純物による表面酸化を抑制し、Ａｌ２Ｏ３酸化物の生成を促進するために、不活性ガス（例えば、窒素、アルゴンなど）雰囲気下で加熱を行ってもよい。
次に、加熱温度に達したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を金型で成形するとともに急冷することにより、熱間プレス成形品を得ることができる。
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。ただし、下記実施例は本発明を例示して具体化するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではないこと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り決定されるものであるからである。
下記表１の組成（重量％）を有する鋼材を準備し、その後上記鋼材を１．５ｍｍ厚さの冷延鋼板に加工した。次いで、５体積％の水素が含有される窒素ガス雰囲気下、最高７８０℃の温度で４０秒間焼鈍熱処理を施し、下記表２の組成を有する亜鉛系めっき浴に浸漬してめっき鋼材を得た。ここで、亜鉛めっき浴の温度は４５０℃と一定にした。
次に、それぞれのめっき鋼材を下記表３の条件で加熱し、その後金型で成形するとともに急冷することにより、成形品を製造した。
次に、それぞれの成形品に対して引張強度を測定し、耐食性及び溶接性を評価し、その結果を下記表３に共に示した。耐食性評価は、ＫＳ Ｒ １１２７で規定される塩水噴霧試験を用いて、１２００時間の腐食後に表面の腐食生成物を除去し、その後、素地部材の最大腐食深さを測定した。また、溶接性評価は、ＫＳ Ｂ ＩＳＯ １５６０９に従ってスポット溶接を行い、その後、溶接可能電流範囲を測定した。
表４を参照すると、本発明で提案する条件を全て満たす発明例１〜１１は、酸化物層中のＡｌ／Ｍｇの含有量比が全て０．８以上を示し、それにより、ＫＳ Ｒ １１２７で規定される１２００時間の塩水噴霧試験後の素地部材の最大腐食深さが０．５ｍｍ以下と優れた耐食性を示すことが確認できる。また、溶接可能電流範囲が０．５ｋＡ以上と優れた溶接性を示すことが確認できる。
表４において、ＭｇＯ／ＭｇＣにおける空欄は、めっき浴５のようにめっき浴中にＭｇがない場合又は素地鉄のＭｇが全て消耗されて残っていない場合を示す。また、最大腐食深さにおける空欄は、試片の厚さを通じて貫通腐食が発生して腐食の深さを測定できない場合を示す。
一方、図１は発明例５による熱間プレス成形品の断面を観察した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像であり、図２は比較例５による熱間プレス成形品の断面を観察した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。
Claims (19)
- 素地鉄及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を含むＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、
前記熱間プレス成形品は、その表面に形成された酸化物層を含み、
前記酸化物層に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）が０．８以上である、熱間プレス成形品。 - 前記酸化物層に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）が０．９以上である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 前記酸化物層中のＺｎ、Ａｌ及びＭｇの合計付着量が７００ｍｇ／ｍ２以下（０ｍｇ／ｍ２は除く）である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 前記酸化物層は、Ｍｎ、Ｓｉ及びＦｅからなる群から選択される１種又は２種以上を含み、前記酸化物層に含まれるＭｎ、Ｓｉ及びＦｅの含有量の合計は、前記酸化物層に含まれる金属全体の含有量に対して５０％以下である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 前記熱間プレス成形品のめっき層に含まれるＭｇの総量（ＭｇＣ）に対する前記熱間プレス成形品の酸化物層に含まれるＭｇの総量（ＭｇＯ）の比が１以下である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 前記熱間プレス成形品のめっき層のＦｅ合金化度が２０〜７０％である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層は、重量％で、Ｍｇ：０．９〜３．５％、Ａｌ：１．０〜１５％、残部Ｚｎ及びその他の不可避的不純物を含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 前記素地鉄は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜８．０％、Ｂ：０．００２０〜０．００５０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- ＫＳ Ｒ １１２７に規定される１２００時間の塩水噴霧試験後の素地部材の最大腐食深さが０．５ｍｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- 引張強度が１３００ＭＰａ以上である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
- Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に素地鉄を浸漬し、めっきを行ってＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を得るステップと、
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を加熱炉内で１０℃／ｓｅｃ以上の速度で６００〜９５０℃の加熱温度まで加熱するステップと、
前記加熱温度に達したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材を金型で成形するとともに急冷するステップとを含み、
前記加熱温度に達したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼材が加熱炉内に滞留する時間を示す滞留時間が１２０秒以下である、熱間プレス成形品の製造方法。 - 前記加熱温度は８００℃以上９５０℃以下であり、前記加熱温度までの平均昇温速度は２０℃／ｓｅｃ以上であり、前記滞留時間は６０秒以下である、請求項１１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
- 前記加熱は、輻射加熱、高周波誘導加熱及び通電加熱のいずれか１つの方法により行われる、請求項１１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
- 前記加熱は、不活性ガス雰囲気下で行われる、請求項１１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
- 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に含まれるＭｇの含有量に対するＡｌの含有量の比（Ａｌ／Ｍｇ）が０．８以上である、請求項１１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
- 前記素地鉄は冷延鋼板であり、前記冷延鋼板のめっき前の表面粗さ（Ｒａ）は２．０μｍ以下である、請求項１１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
- 前記素地鉄は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｍｎ：０．５〜８．０％、Ｂ：０．００２０〜０．００５０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含む、請求項１１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
- 前記めっき鋼材を得る前に、
前記素地鉄の表面にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の金属を平均厚さ５〜１００ｎｍでプレめっきするステップと、
前記プレめっきされた素地鉄を焼鈍するステップとをさらに含む、請求項１７に記載の熱間プレス成形品の製造方法。 - 前記焼鈍は、１〜１５体積％の水素ガス及び残部窒素ガスの雰囲気下で行う、請求項１８に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
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