JP2019506523A - 耐水素遅れ破壊特性、耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板、並びにそれを用いた熱間成形部材 - Google Patents

Abstract

耐水素遅れ破壊特性、耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板、並びにそれを用いた熱間成形部材が提供される。素地鋼板と酸化物層との間に合金化めっき層が形成されている熱間成形用合金化アルミニウムめっき鋼板であって、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残部のＦｅ及びその他の不純物で組成されており、上記合金化めっき層は、上記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）と、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上に形成された、ビッカース硬度が７００〜１２００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）と、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が４００〜９００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）と、を含み、上記酸化物層は、その表層から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が２０％以下である。

Description

本発明は、耐衝突性が要求される自動車の構造部材または補強材などに主に用いられるアルミニウム−鉄めっき鋼板、及びそれを用いて製造される熱間成形部材に関し、より詳細には、熱間成形部材に引張強度１０００ＭＰａ以上の超高強度を与えるアルミニウム−鉄めっき鋼板、及びそのめっき鋼板を用いて製造される優れた耐水素遅れ破壊特性及びスポット溶接性を有する熱間成形部材に関する。

近年、自動車の軽量化による燃費向上と乗員保護などの目的で、超高強度の熱間成形部材が多くの自動車の構造部材に適用されており、そのための様々な研究などが行われている。

代表的な技術としては、米国登録特許６２９６８０５Ｂ１に提示された発明が挙げられる。上記特許では、Ａｌ−Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷によって部材の組織をマルテンサイトとして形成することで、引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保することができることが提示されている。しかし、上記特許において、めっき層がＡｌを主相としているため、ブランク（ｂｌａｎｋ）を加熱炉で加熱する時にＡｌめっき層の融点以上で上記めっき層が液状化し、加熱炉にあるロール（ｒｏｌｌ）にＡｌが融着するという問題があった。また、加熱炉での加熱時に、大気中の水蒸気が水素の形態で鋼中に拡散して入り込み、熱間成形部材において水素遅れ破壊を発生させる恐れがある。

これを解決するための技術として、韓国特許出願番号第１０−２０１１−７０００５２０号に提示された発明が挙げられる。上記特許では、Ａｌめっき鋼板をコイルの形態で焼鈍することで、Ａｌめっき時に入り込んだ水素を除去することができるだけでなく、急速加熱を適用する場合にもＡｌめっき層の垂れ落ちを防止することができ、これによって、水素の吸蔵も抑えることができた。しかし、上記特許は、コイルの形態で焼鈍を行う時に、水素の吸蔵を抑えるために露点温度を−１０℃以上とすることを要求し、鋼板の表面に品質異常が発生することを避けるために、バッチ焼鈍を大気雰囲気で行うことを特徴としている。したがって、鋼板の表面に多くの酸化物が生成される恐れがあるため、熱間成形部材のスポット溶接性が悪くなるという問題を有している。

また、韓国特許出願番号第１０−２０１０−７０１９００３号に開示された発明では、熱間成形の工程時間を短縮するために、バッチ焼鈍を行ってＡｌ−Ｆｅめっき層を部分的に合金化させる技術が提供されている。しかし、上記技術は、Ａｌ−Ｆｅめっきされたコイルの平坦度を得るためにロールレベラー（ｒｏｌｌ ｌｅｖｅｌｌｅｒ）を通過させる時に、部分的に合金化された部分が応力によって剥離される恐れがあるという問題を有していた。

したがって、コイル形態からなるＡｌ−Ｓｉめっき材をバッチ焼鈍した後にも、表面における酸化物の生成を抑えて熱間成形部材のスポット溶接性を確保することができるとともに、バッチ焼鈍後にＡｌ−Ｆｅめっきされたコイルがロールレベラーを通過する時にめっき層の剥離が発生することなく、大気または雰囲気条件で熱間成形した後の水素の吸蔵を抑えることで耐水素遅れ破壊特性に優れた、熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の開発が要求されている状況である。

したがって、本発明は上記の従来技術の問題点を解消するためのものであって、熱間成形後の部材の引張強度が１０００ＭＰａ以上である、超高強度を有するアルミニウム−鉄めっき鋼板、及びそのめっき鋼板を用いて製造される熱間成形部材を提供することをその目的とする。

また、本発明は、上記アルミニウム−鉄めっき鋼板及びそのめっき鋼板を用いて製造される熱間成形部材の製造方法に関する。

本発明で解決しようとする技術的課題は以上で言及した技術的課題に限定されず、言及されていないさらに他の技術的課題は、下記の記載から、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が明確に理解できるものである。

上記の目的を果たすための本発明は、
素地鋼板と酸化物層との間に合金化めっき層が形成されている熱間成形用合金化アルミニウムめっき鋼板であって、
上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残部のＦｅ及びその他の不純物で組成されており、
上記合金化めっき層は、
上記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）と、
上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上に形成された、ビッカース硬度が７００〜１２００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）と、
上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が４００〜９００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）と、を含み、
上記酸化物層は、その表層から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が２０％以下であることを特徴とする、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板に関する。

本発明において、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）におけるＡｌの含量は重量％で５〜３０％であり、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）におけるＡｌの含量は２０〜５０％であり、そして上記合金化層（ＩＩＩ）におけるＡｌの含量は４０〜７０％であることが好ましい。

また、上記合金化めっき層におけるＡｌの含量が重量％で７０％以下であるＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相の断面積分率が９９％を超えることが好ましい。

また、上記素地鋼板中の水素含量が０．５ｐｐｍｗ以下であることが好ましい。

また、上記素地鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される１種以上を０．０１〜４．０％の範囲でさらに含有することができる。

また、上記素地鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群から選択される１種以上を０．００１〜０．４％の範囲でさらに含有することができる。

また、上記素地鋼板は、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％またはＳｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％をさらに含有することができ、Ｂ：０．０００１〜０．０１％をさらに含有することが好ましい。

また、本発明は、上記Ａｌ−Ｆｅめっき鋼板を熱間成形（ＨＰＦ）することで製造されるものであって、部材の微細組織がマルテンサイトを主相とし、引張強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたＨＰＦ成形部材に関する。

上記部材の引張強度と素地鋼板中の水素濃度との積が１３００未満であることが好ましい。

また、上記部材の表層酸化物は、その表面から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が４０％以下であることが好ましい。

また、本発明は、
重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残部のＦｅ及びその他の不純物で組成される素地鋼板の表面に、Ａｌ−Ｓｉコーティング層を形成する工程と、
上記Ａｌ−Ｓｉコーティングされためっき鋼板を、露点温度が−１０℃未満である雰囲気を有する加熱炉で、熱処理最高温度である４５０〜７５０℃まで１〜５００℃／ｈｒの昇温速度で加熱する工程と、
上記熱処理最高温度で１〜１００時間維持することで、上記素地鋼板の表面にＡｌ−Ｆｅ合金化めっき層を形成する工程と、を含む、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法に関する。

上記熱処理最高温度に達する前に、３００℃以上かつＡｌめっき層の融点未満の温度で１〜１００時間維持することが好ましい。

また、本発明において、上記合金化めっき層は、
上記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）と、
上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上に形成された、ビッカース硬度が７００〜１２００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）と、
上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が４００〜９００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）と、を含み、
上記合金化めっき層の上部には酸化物層が形成されており、上記酸化物層は、その表層から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が２０％以下であることが好ましい。

また、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）におけるＡｌの含量は重量％で５〜３０％であり、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）におけるＡｌの含量は２０〜５０％であり、そして上記合金化層（ＩＩＩ）におけるＡｌの含量は４０〜７０％であることが好ましい。

上記素地鋼板中の水素含量は０．５ｐｐｍｗ以下であることが好ましい。

また、本発明は、
上記のようなめっき鋼板を用意する工程と、
上記めっき鋼板を１〜１０００℃／秒の昇温速度で（Ａｅ３＋３０℃）〜（Ａｅ３＋１５０℃）の温度範囲まで加熱した後、１〜１０００秒間維持する工程と、
上記加熱処理されためっき鋼板を熱間成形すると同時に、１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程と、を含む、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法に関する。

上述のような構成の本発明は、自動車の耐衝突部材に適用可能な熱間成形部材のためのめっき鋼板、及びそれを用いた熱間成形部材を効果的に提供することができる。すなわち、上記鋼板は優れためっき密着性を有し、それを用いて製造された成形部材は、優れた耐水素脆化特性及びスポット溶接性を確保することができるため、自動車の耐衝突部材に好適に使用可能である。

素地鋼板上のＡｌ−Ｆｅめっき層の構造を示す光学写真であって、（ａ）は通常のＡｌめっき層、（ｂ）は不完全合金化Ａｌ−Ｆｅめっき層、そして（ｃ）は本発明のＡｌ−Ｆｅ合金化めっき層を示す。 めっき層の表層から０．１μｍ地点での酸素濃度とバッチ焼鈍条件（関係式１）との関係を示す図である。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明者らは、Ａｌ−Ｓｉめっき材のコイルをバッチ焼鈍することでＡｌ−Ｆｅめっきコイルを製造する方法において、バッチ焼鈍の雰囲気及び熱処理条件を適切に調節する場合、Ａｌ−Ｆｅめっき層の微細組織及び特性を変化させ、ロールレベラーの通過時におけるめっき層の剥離を抑えることができるだけでなく、熱間成形後における水素遅れ破壊を抑え、スポット溶接性を確保できることを確認し、本発明を提示する。

先ず、本発明のＡｌ−Ｆｅめっき鋼板及び成形部材を成す素地鋼板の組成成分及びその制限理由を説明する。以下、各元素含量の単位は、特に言及しない限り重量％である。

Ｃ：０．１〜０．５％
上記Ｃは、熱処理部材の強度を向上させるための必須元素であって、適正量が添加されるべきである。Ｃの含有量が０．１％未満である場合には十分な強度を確保し難いため、０．１％以上添加されるべきである。また、その含量が０．５％を超える場合には、熱延材を冷間圧延する時に熱延材の強度が高すぎて冷間圧延性が著しく劣化するだけでなく、スポット溶接性を著しく低下させるため、０．５％以下が好ましい。より好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下に、その含量を制限する。

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べきものであって、熱間成形部材の強度に最も大きい影響を与える炭化物の生成を抑えるだけでなく、熱間成形において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ることで残留オーステナイトを確保するために添加される。その含有量が０．０１％未満である場合には、上記効果を期待することが難しいだけでなく、鋼の清浄度が確保されず、過度なコストがかかりうる。また、Ｓｉの含量が２％を超える場合には、Ａlめっき性を著しく低下させる。したがって、２％以下で添加し、１．５％以下の範囲で添加することが好ましい。

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低めるために添加される必要がある。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合には、上記効果を得るのに限界がある反面、上記Ｍｎの含量が１０％を超える場合には、熱間成形工程前の鋼板の強度が上昇しすぎるため作業性が難しくなるだけでなく、合金鉄の過多な添加により原価が上昇し、スポット溶接性が劣化するという欠点がある。Ｍｎの含量を好ましくは９％以下、より好ましくは８％以下の範囲に制御する。

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して鋼の清浄度を高めることができる。Ａｌの含量が０．００１％未満である場合には上記効果を得難く、その含量が１．０％を超える場合には、Ａｃ３温度が上昇しすぎて加熱温度をさらに高めなければならないという問題があるため、その上限を１．０％とする。

Ｐ：０．００１〜０．０５％
上記Ｐは不純物として存在するものであって、その最小含量を０．００１％未満とするためには多くの製造コストがかかり、その最大含量が０．０５％を超える場合には熱間成形部材の溶接性が著しく低下するため、その上限を０．０５％に制限する。好ましくは０．０３％以下に制御する。

Ｓ：０．０００１〜０．０２％
上記Ｓは鋼中の不純物であって、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、最大含量を０．０２％とする（好ましくは０．０１％以下）。また、その最小含量を０．０００１％未満とする場合には、製造コストが著しく上昇する。

Ｎ：０．００１〜０．０２％
上記Ｎは鋼中に不純物として含まれる。Ｎの含量を０．００１％未満とするためには多くの製造コストがかかり、その含量が０．０２％を超える場合には、スラブの連鋳時にクラックの発生に敏感となるだけでなく、衝撃特性が悪くなり得る。

本発明では、上記のように組成される鋼に、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される１種以上：０．０１〜４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群から選択される１種以上：０．００１〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％をさらに添加することができる。

Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される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の微細化を確保することができる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷから選択される１種以上の合計が０．０１％未満である場合には上記効果を得難く、４．０％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、溶接性の低下及びコスト上昇の問題がある。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群から選択される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る熱処理部材の強度の向上と、結晶粒の微細化による残留オーステナイトの安定化と衝撃靭性の向上において効果がある。その添加量が０．００１％以下である場合には、その添加による効果を期待し難く、０．４％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、合金鉄の添加によるコストの上昇をもたらし得る。

Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％
上記Ｃｕは、微細析出物を形成させることで強度を向上させる元素として添加されることができる。また、Ｎｉは、Ｃｕを単独で添加する場合に熱間脆性をもたらし得るため、必要に応じて添加される。しかし、これらの成分の合計が０．００５％未満である場合には上記効果を得難く、２．０％を超える場合にはコストが過多に増加するため、その上限を２．０％とする。

Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％
上記ＳｂとＳｎは、Ａｌ−Ｓｉめっきのための焼鈍熱処理時に、表面に濃化されてＳｉまたはＭｎの酸化物が表面に形成されることを抑えることで、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は０．００１％以上添加されるべきであるが、その添加量が１．０％を超える場合には、合金鉄のコストが過多となるだけでなく、スラブ粒界に固溶されて熱間圧延時にコイルエッジ（ｅｄｇｅ）のクラックを誘発させ得るため、その上限を１．０％とする。

Ｂ：０．０００１〜０．０１％
上記Ｂは、少量添加しても硬化能を向上させることができるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析され、Ｐまたは／及びＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を抑えることができる元素である。しかし、その含量が０．０００１％未満である場合にはこのような効果を得難く、０．０１％を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、熱間圧延で脆性をもたらすため、その上限を０．０１％とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。

また、本発明のＡｌ−Ｆｅめっき鋼板及び成形部材は、上記組成の素地鋼板上にＡｌ−Ｆｅ合金化層を形成することを特徴とし、その構造は次のとおりである。

まず、上記素地鋼板の表面に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００のＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）を有し、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上には、ビッカース硬度が７００〜１２００のＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）が形成されている。そして、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部には、その長さ方向に、ビッカース硬度が４００〜９００のＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）が連続的若しくは不連続的に形成されていることを特徴とする。

また、本発明では、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）におけるＡｌの含量は重量％で５〜３０％であり、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）におけるＡｌの含量は重量％で２０〜５０％であり、そして上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）におけるＡｌの含量は重量％で４０〜７０％であることが好ましい。

また、本発明では、上記Ｆｅ−Ａｌ合金化めっき層において、Ａｌの含量が重量％で７０％以下であるＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相の断面積分率が９９％を超えることが好ましい。上記分率が９９％以下である場合には、コイルがロールレベラーを通過する時に、めっき層が脱落してロールレベラーを汚染させるだけでなく、コイルの表面を悪くするという問題がある。より好ましくは、１００％に完全合金化させる。

また、本発明では、上記Ａｌ−Ｆｅめっき鋼板を成す素地鋼板中において、水素含量が０．５ｐｐｍｗ以下であることが好ましい。上記素地鋼板中の水素は、Ａｌ−Ｓｉめっき時に流入された水素と、雰囲気制御によるバッチ焼鈍時に入り込んだ水素である。ところで、バッチ焼鈍によって形成されたＡｌ−Ｆｅめっき層は、素地鋼板中に存在する水素が外に流れ出ることを妨害する主な障害物として作用するため、後続の熱間成形時に加熱炉で鋼板に流入される水素とともに、熱間成形部材の水素遅れ破壊を引き起こす恐れがある。しかし、本発明のＡｌ−Ｆｅめっき層は融解温度が１０００℃を超えるものであって、通常の熱間成形時の加熱温度に比べて高いため、めっき層が溶融されない。これにより、熱間成形時に加熱炉で素地鋼板に流入される水素が、Ａｌ−Ｆｅめっき層の存在によってそれ以上大きく増加しないことを本発明者らが確認し、このようなことから、バッチ焼鈍鋼板中に存在する水素の含量が０．５ｐｐｍｗ以下である場合には、熱間成形部材で水素遅れ破壊が発生しないことが分析された。

また、本発明では、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層上に酸化物層が形成されており、この際、上記酸化物は、めっき鋼板の表面から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が２０％以下であることが要求される。

また、本発明では、上記のような組成成分を有する素地鋼板とＡｌ−Ｆｅ合金化層を有するめっき鋼板を熱間成形することで、最終の成形部材に所望の微細組織を確保することができる。本発明における成形部材の微細組織は、その引張強度が１０００ＭＰａを超える場合には特に限定されないが、本発明により製造された部材は、マルテンサイトまたはベイナイトを主相とし、且つ部材の延性を高めるために、残留オーステナイトを３０％以下で含んでもよい。また、フェライトは５％以下含むことが好ましい。フェライトが５％を超える場合には、強度が低下するだけでなく、フェライトのネットワークに沿ってクラックが伝播されやすいため、耐衝突性及び衝撃靭性が低下しやすい。

次に、本発明のＡｌ−Ｆｅめっき鋼板及び成形部材の製造方法について詳細に説明する。

先ず、本発明のＡｌ−Ｆｅめっき鋼板の製造方法について説明する。

本発明では、上述の鋼の組成成分を有する素地鋼板の表面にＡｌ−Ｓｉめっき層を形成する。

本発明では、公知の通常の製造工程により製造された冷延鋼板、または酸洗された熱延鋼板を素地鋼板として用いることができ、これらの具体的な製造条件は制限されない。その製造工程の一例を略述すると次のとおりである。

先ず、本発明では、上述の鋼の組成成分を有する鋼スラブを１０００〜１３００℃で加熱した後、熱間圧延を行う。上記加熱温度が１０００℃未満である場合にはスラブ組織の均質化が困難であり、１３００℃を超える場合には過多な酸化層の形成及び製造コストの上昇が発生し得る。

次に、熱延仕上げ圧延をＡｒ３温度以上１０００℃以下で行う。熱延仕上げ圧延の温度がＡｒ３温度以下である場合には、二相域圧延となりやすいため、表層の混粒組織及び板形成の制御が困難となり得る。熱延仕上げ圧延の温度が１０００℃を超える場合には、熱延結晶粒の粗大化が発生しやすい。

そして、本発明では、Ｍｓ温度超過かつ７５０℃以下の温度範囲でコイルを巻き取る工程を経る。巻き取り温度がＭｓ温度以下である場合には、熱延材の強度が高くなりすぎるため、後で冷間圧延作業を行う際に困難をきたす恐れがある。巻き取り温度が７５０℃を超える場合には、酸化層の厚さが増加しすぎて表面の酸洗が困難となる問題がある。

上記熱延鋼板は、酸洗後に直ちにＡｌ−Ｓｉめっきを行ってもよい。また、鋼板の厚さをより高精度に制御するために、酸洗及び冷間圧延を行ってもよい。酸洗後の冷間圧下率は特に限定されないが、所定の目標厚さを得るために３０〜８０％で行うことができる。そして、必要に応じて、冷間圧延の前に、冷間圧延の負荷を低減するために、熱延鋼板または予め酸洗された熱延鋼板に対してバッチ焼鈍を行ってもよい。この際、バッチ焼鈍の条件は特に限定されないが、熱延鋼板の強度を減少させるために、４００〜７００℃で１〜１００時間行って冷間圧延の負荷を低減させることができる。

上記のように冷間圧延された冷延鋼板に対して、連続焼鈍及びＡｌ−Ｓｉめっきを行うことができる。焼鈍熱処理工程については特に限定されないが、７００〜９００℃で行うことが好ましい。

次に、本発明では、上記熱処理された鋼板をめっき浴に通過させてその表面にＡｌ−Ｓｉめっきを行う。この際、上記めっき浴は、Ａｌを主成分とし、且つ６〜１２％のＳｉ、１〜４％のＦｅ、及びその他の不純物で組成されるようにすることができる。

また、上記Ａｌ−Ｓｉめっきの付着量は、通常、製造条件として片面基準３０〜１３０ｇ／ｍ^２とすることが好ましい。これは、片面基準３０ｇ／ｍ^２未満である場合には、所望の熱間成形部材の耐蝕性を確保し難く、１３０ｇ／ｍ^２を超える場合には、過度なめっき付着量によって製造原価が上昇するだけでなく、鋼板に、コイルの全幅及び長さ方向にめっき量均一にめっきすることが容易ではなくなるためである。

その後、本発明の目的を実現するために最も重要な鋼板（コイル）のバッチ焼鈍条件について詳細に説明する。

上記のように用意されたＡｌ−Ｓｉめっき鋼板は、バッチ焼鈍炉（ｆｕｒｎａｃｅ）で加熱される。この際、加熱炉の雰囲気は、露点温度が−１０℃未満であることが好ましい。これは、露点温度が−１０℃以上である場合には、鋼板の表面に多量の酸化物が生成され、熱間成形後にスポット溶接性が劣化するという問題が発生し得るためである。また、これ以外にも、バッチ焼鈍の設備が酸化によって劣化するようになって設備の維持コストが上昇するだけでなく、寿命を短縮させるという問題がある。したがって、加熱炉の雰囲気としては、大気雰囲気は避けるべきであり、窒素または水素など、露点温度を十分に下げることができる条件が好ましい。

そして、鋼板を加熱する時に、目標とする熱処理最高温度まで１〜５００℃／ｈｒの昇温速度で加熱することが好ましい。昇温速度が１℃／ｈｒ未満である場合には、加熱炉の雰囲気中に不純物として存在する酸素によってめっき層の表面に過多な酸化物が形成されるため、熱間成形後にスポット溶接性を確保し難いだけでなく、生産性を著しく低下させる恐れがある。その反面、上記昇温速度が５００℃／ｈｒを超える場合には、めっき層の表層に部分的に未合金化の層が残りうるため、後続の鋼板（コイル）のロールレベリング時にめっき層が剥離される問題をもたらし得る。

また、熱処理最高温度は、４５０〜７５０℃の範囲内で１〜１００時間維持することが好ましい。４５０℃未満である場合には、めっき層の表層に十分な合金化が行われず、ロールレベリング時にめっき層が剥離されやすい。しかし、その温度が７５０℃を超える場合には、表層に過多な酸化物が生成され、熱間成形後にスポット溶接性が劣化するという問題がある。

尚、上記維持時間が１時間未満である場合にはめっき層が十分に合金化され難く、１００時間を超える場合には生産性が低下するという問題がある。

また、本発明では、Ａｌ−Ｓｉめっき鋼板を最高温度に達する前にさらに恒温維持させる工程を追加することができる。これは、鋼板の表面に付いている防錆油または圧延油を除去するための工程であるとともに、素地鉄でＦｅなどがめっき層に拡散する時に平衡的に安定化され、めっき層内にボイド（ｖｏｉｄ）が少ないだけでなく、Ａｌ−Ｆｅめっき層の厚さが均一になる効果を期待することができるため有用な工程である。

上記維持温度は、３００℃以上かつＡｌ−Ｓｉめっき層の融点未満で１〜１００時間維持することが好ましい。これは、上記維持温度が３００℃未満である場合には上記のような効果を得難く、Ａl−Ｓｉめっき層の融点以上である場合には、めっき層が溶融されて不均一な表面が得られる恐れがあるためである。

一方、上述のバッチ焼鈍熱処理の後に、素地鋼板の表面にＡｌ−Ｆｅ合金化層が形成される。この際、得られるＡｌ−Ｆｅ合金化めっき層の構造は次のとおりである。

先ず、上記素地鋼板の表面に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００のＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）があり、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上には、ビッカース硬度が７００〜１２００のＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）が形成されている。そして、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部には、その長さ方向に、ビッカース硬度が４００〜９００のＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）が連続的若しくは不連続的に形成されている。

尚、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）におけるＡｌの含量は重量％で５〜３０％であり、上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）におけるＡｌの含量は重量％で２０〜５０％であり、そして上記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）におけるＡｌの含量は重量％で４０〜７０％であることが好ましい。

また、本発明では、上記Ａｌ−Ｆｅめっき層において、Ａｌの含量が重量％で７０％以下であるＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相の断面積分率が９９％を超えることが好ましい。より好ましくは、１００％に完全合金化させる。

上記合金化めっき層が形成された鋼板（コイル）は、後で炉冷または空冷などにより冷却される。

本発明において、上記製造方法により製造されたバッチ焼鈍鋼板の素地鋼板中の水素含量は０．５ｐｐｍｗ以下であることが好ましい。その具体的な説明は上述のとおりである。

また、本発明では、上記バッチ焼鈍鋼板のめっき層の表層部から０．１μｍ地点での酸素含量が、重量％で２０％以下であることが好ましい。これは、その酸素含量が２０％を超える場合には、後で熱間成形部材で表面酸化物の厚さが厚くなり、スポット溶接性が低下するためである。

一方、上記で言及されたバッチ焼鈍の条件は、めっき層の表面に存在する酸素含量と密接な関連があり、これは、熱間成形部材のスポット溶接性とも密接な関係を有する。本発明者らはこのような相関関係について研究を繰り返した結果、下記関係式１のようにバッチ焼鈍の条件を制御する場合、Ａｌ−Ｆｅめっき鋼板のめっき層の表面から０．１μｍ地点での酸化物の酸素含量が重量％で２０％以下となり、これによって熱間成形部材のスポット溶接性が優れることを確認した。具体的には、図２に示されたように、下記関係式１が２０以下である場合、Ａｌ−Ｆｅめっき鋼板のめっき層の表面から０．１μｍ地点での酸化物の酸素含量が重量％で２０％以下となることが分かり、このような条件を満たす際に、最終熱間成形部材のスポット溶接性が優れることを確認した。

ここで、ＤＰ（℃）は露点温度、Ｔ_ｍａｘ（Ｋ）はバッチ焼鈍の熱処理最高温度、ＨＲ（℃／時）は昇温速度、ｔ_ｍｉｄ（時間）は中間維持温度での維持時間、そしてｔ_ｍａｘ（時間）は最高温度での維持時間を示す。

次に、上記のように製造されたＡｌ−Ｆｅめっき鋼板を用いて、優れた耐水素遅れ破壊特性とスポット溶接性を有する成形部材を製造する方法について説明する。

先ず、上記のようなＡｌ−Ｆｅめっき層を有するめっき鋼板を、１〜１０００℃／秒の速度でオーステナイト単相域以上に加熱する。

上記昇温速度が１℃／秒未満である場合には、十分な生産性を確保し難い。また、過多な加熱時間のため、鋼板の結晶粒サイズが大きすぎて衝撃靭性を低下させるだけでなく、部材の表面に過多な酸化物が形成されてスポット溶接性を低下させる。上記昇温速度が１０００℃／秒を超える場合には、高コストの設備が必要である。

次に、Ａｅ３＋３０℃〜Ａｅ３＋１５０℃の加熱温度範囲で１〜１０００秒間維持することが好ましい。上記加熱温度がＡｅ３＋３０℃未満である場合には、ブランク（ｂｌａｎｋ）を加熱炉から金型に移送する途中にフェライトが生成される可能性が高いため所定の強度を確保することが容易ではなく、Ａｅ３＋１５０℃を超える場合には、部材の表面に過多な酸化物が生成されてスポット溶接性を確保し難い。

そして、本発明では、熱間成形と同時に、Ｍ_ｆ以下の温度まで成形された部材を冷却する。この際、冷却速度は１〜１０００℃／ｓに制御することが好ましい。上記冷却速度が１℃／ｓ未満である場合には、不所望のフェライトが形成されて１０００ＭＰａ以上の引張強度を確保し難い。その反面、１０００℃／ｓを超えるためには高価の特別な冷却設備が必要である。

上記のように製造された熱間成形部材は、１０００ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ引張強度と素地鋼板中の水素濃度との積が１３００未満であることが好ましい。これは、上記の値が１３００以上である場合には、引張試験で最大強度を示す前に破断が発生してしまい、これによって十分な伸びを確保し難いためである。

また、上記部材の表層の酸化物は、鋼板の表面から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が４０％以下であることが好ましい。これは、上記酸素濃度が４０％を超える場合には、スポット溶接が可能な電流範囲が１ｋＡ未満となってスポット溶接性が悪くなるためである。

以下、実施例を挙げて本発明を詳細に説明する。

（実施例１）

上記表１のような、一般的２２ＭｎＢ５の組成を有する厚さ４０ｍｍのスラブを真空溶解し、加熱炉で１２００℃、１時間加熱した後、熱間圧延により最終厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。この際、熱間圧延の条件は９００℃で熱間圧延を終了し、炉冷温度は５５０℃とした。

次に、上記熱延鋼板を冷間圧延のために酸洗し、冷間圧下率５０％で冷間圧延を行った。冷間圧延した鋼板に対して、焼鈍温度７８０℃で焼鈍及びＡｌめっきを行った。この際、Ａｌめっき浴の組成は、Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅ及び残部の不純物からなり、めっき量は片面基準８０ｇ／ｍ^２であった。

上記のように製造された鋼板を用いて、上記表２に示すように雰囲気条件を異ならせてバッチ焼鈍を行った。その他のバッチ焼鈍の熱処理条件は同一であった。また、常温から目標温度までの昇温速度は毎時間当り５０℃、目標温度に達する前の中間に維持する温度及び時間はそれぞれ５００℃、５時間であり、最高目標温度６５０℃で１０時間維持してから常温までは２０時間かけて冷却した。但し、ここで、従来例Ａ−５はバッチ焼鈍を行っていない通常のＡｌめっき材であり、比較例Ａ−４は、バッチ焼鈍雰囲気での酸素濃度及び露点温度が他の発明例に比べて高い場合である。

上記のようにバッチ焼鈍熱処理されたＡｌ−Ｆｅめっき層において、各層の硬度及びＡｌの含量、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物の分率、表層の酸素濃度、素地鋼板の水素濃度、及びめっき層の剥離有無を測定し、その結果を下記表３に示した。ここで、ビッカース硬度は、荷重１ｇとして各めっき層の硬度を３箇所で測定して平均した結果値を示したものであり、酸素濃度は、ＧＤＳ機器を用いて表層から０．１μｍの地点での値を示したものである。そして、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物の分率は、めっき層の断面を光学を用いて分析した際に、全体分析面積において合金化されていないＡｌ領域を除いた、合金化されたＡｌ−Ｆｅ金属間化合物の面積分率を測定した結果値である。一方、各Ａｌ−Ｆｅめっき層におけるＡｌの含量は、ＳＥＭ機器で点ＥＤＳ分析を行って測定し、素地鋼板中の水素含量は、ガスクロマトグラフィ（Ｇａｓ Ｃｈｒｏｍａｔｏｇｒａｐｈｙ）により、試験片を３００℃まで１時間当り１００℃の速度で加熱しながら放出される水素量を測定した。また、バッチ焼鈍熱処理されたＡｌ−Ｆｅめっき鋼板において、形状を校正するためのロールレベラーを通過する時に、耐剥離性を評価するために７０％のｐｌａｓｔｉｃ ｆｒａｃｔｉｏｎでロールレベラーを通過した後にめっき層の剥離が発生する場合をＸ、発生しない場合を○と評価した。

上記表１−３に示されたように、鋼の組成成分及びバッチ焼鈍の条件を満たす発明例Ａ−１、Ａ−２、及びＡ−３は、何れも鋼板がロールレベラーを通過する時にめっき層の剥離が発生していないことが分かる。そして、素地鉄中の水素含量は、発明例Ａ−１が、Ａ−２及びＡ−３に比べて相対的に低かった。

図１の（ｃ）は、発明例Ａ−３の光学写真である。素地鋼板の直上に、Ａｌの含量が１３％でありビッカース硬度値が５２５であるＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）、Ａｌの含量が３５％でありビッカース硬度値が７２８であってめっき鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に分布しているＡｌ−Ｆｅめっき層（ＩＩ）、そしてＡｌの含量が５７％でありビッカース硬度値が９２０であるＡｌ−Ｆｅめっき層（ＩＩＩ）が構成されている。

これに対し、従来例Ａ−５はバッチ焼鈍を行っていないＡｌめっき材である。図１の（ａ）において、（ＩＩＩ）層のビッカース硬度は６０と非常に低く、めっき層と素地鉄との間のｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ（Ｉ）層のビッカース硬度は８１１であった。また、合金化されていないＡｌ領域を除いた、合金化されたＡｌ−Ｆｅ金属間化合物の面積分率は１９.４％と、他の例に比べて低かった。

一方、比較例Ａ−４は、表層部での酸素濃度が発明例に比べて高かった。

次に、上記バッチ焼鈍熱処理された試験片を用いて熱間成形を行った。この時の熱処理条件は次のとおりである。すなわち、上記のように製造された試験片を、予め９００℃に加熱された加熱炉に装入して６分間維持し、次に、１２秒間空冷した後、金型で熱間成形してから、毎秒３０℃以上の冷却速度で常温まで急冷した。

上記試験片からＡＳＴＭ Ｅ８の引張試験片を採取して引張試験を行った。引張曲線において最大強度を示す前に破断が発生する場合をＸ、後で破断が発生する場合を○と評価し、その結果を下記表４に示した。また、素地鋼板での水素含量及びめっき層での酸素濃度も上記表３での方法と同様に分析し、その結果を下記表４に示した。そして、この結果からＩＳＯ １８２７８−２の方法に基づいてスポット溶接の電流範囲を評価した。

上記表４に示されたように、発明例Ａ−１、Ａ−２、及びＡ−３は、何れも引張特性及び適正なスポット溶接の電流範囲を確保できることが分かる。

これに対し、熱間成形後の従来例Ａ−５の素地鋼板では多くの水素含量が検出され、これにより、引張試験時に最大強度を示す前に破断が発生して伸びが劣化していた。

また、比較例Ａ−４は、表層で多くの酸化物による多量の酸素が検出され、これにより、１ｋＡ以上のスポット溶接の電流範囲の確保が困難であった。

（実施例２）
実施例１と同様にＡｌめっき鋼板を用意した。この際、素地鋼板の組成、製造条件などは実施例１と同一であった。また、素地鋼板の表面にＡｌめっきを行うためのめっき工程も実施例１と同一であった。

上記のように用意されたＡｌめっき鋼板に対して、下記表５のようにバッチ焼鈍の熱処理条件を異ならせてバッチ焼鈍を行った。比較例Ａ−５は、中間維持時間を過度に外れた場合であり、比較例Ａ−６とＡ−７は、バッチ焼鈍の熱処理温度が本発明の範囲を外れた条件であり、Ａ−１０とＡ−１１は、昇温速度が本発明の範囲を外れた場合である。

このようにバッチ焼鈍熱処理されたＡｌ−Ｆｅめっき層に対して、硬度、Ａｌの含量、分率、濃度、及びめっき層の剥離有無を実施例１で言及した方法と同様に測定し、その結果を下記表６に示した。

上記表５−６に示されたように、バッチ焼鈍の熱処理条件が本発明の範囲を満たす発明例Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ａ−５、Ａ−８、及びＡ−９は、表層の酸素濃度、素地鋼板の水素濃度などが適正であり、耐剥離性にも優れることが分かる。

これに対し、比較例Ａ−４とＡ−６は、めっき層の剥離は発生していないが、表層の酸素濃度が高く、比較例Ａ−７とＡ−１１は、完全合金化されなかったためロールレベラーの通過時にめっき層の剥離が発生することが分かる。そして、比較例Ａ−１０は素地鉄中の水素含量が高かった。

一方、図１（ｂ）は約５８％合金化された比較例Ａ−７であって、Ａｌの含量が１６％でありビッカース硬度が８１６である素地鋼板の直上のめっき層（Ｉ）、Ａｌの含量が約４８％でありビッカース硬度が８６４であるＡｌ−Ｆｅめっき層（ＩＩ）、そしてＡｌの含量が約９２％でありビッカース硬度が５５であるＡｌめっき層（ＩＩＩ）で構成されている。

その後、バッチ焼鈍熱処理された試験片を用いて熱間成形を行った。その熱処理の条件は下記表７のとおりであり、その他の空冷及び急冷は実施例１と同様に行った。そして、上記試験片に対して、実施例１と同様に引張試験、濃度、及びスポット溶接の電流範囲を評価し、その結果も下記表７に示した。

上記表７に示されたように、比較例Ａ−４は、素地鋼板中の多くの水素含量によって引張試験で正常の破断を示さず、表層の過度な酸素含量によって十分なスポット溶接の電流範囲を確保することが困難であった。

また、比較例Ａ−６は、引張試験で正常の破断を示したものの、適正な電流範囲を確保できず、Ａ−１０は、素地鉄中の多くの水素含量によって十分な伸びを確保することができなかった。

（実施例３）
下記表８のような組成を有する厚さ４０ｍｍのスラブを真空溶解し、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、及びＡｌめっきを行うことでＡｌめっき鋼板を製造した。この時の具体的な製造条件は実施例１と同一である。下記表８において、鋼種ＰとＱは、炭素の含量またはマンガン、アルミニウムの含量が本発明の範囲を外れた場合である。

上記鋼板を用いて、上記表９のようにバッチ焼鈍を行った。この際、何れも本発明の範囲を満たす範囲内のバッチ焼鈍を行った。そして、上記のようにバッチ焼鈍熱処理されたＡｌ−Ｆｅめっき層に対して、硬度、Ａｌの含量、分率、濃度、及びめっき層の剥離有無は実施例１で言及した方法と同様に測定し、その結果を上記表１０に示した。その分析結果が何れも本発明の範囲内であることが分かる。

その後、バッチ焼鈍熱処理された試験片を用いて熱間成形を行った。その熱処理の条件は上記表１１のとおりである。その他の空冷及び急冷は実施例１と同様に行った。そして、上記試験片に対して、実施例１と同様に引張試験、濃度、及びスポット溶接の電流範囲を評価した。発明例Ａ〜Ｏは、何れも良好な引張特性及びスポット溶接の電流範囲を確保することができるのに対し、比較例Ｐは、所定の所望の強度を確保し難く、比較例Ｑは、鋼中の多くの炭素、マンガン及びアルミニウムの含量により、適正なスポット溶接の電流範囲を確保し難いことが分かる。

上述のように、本発明の詳細な説明で本発明の好ましい実施形態について説明したが、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で様々な変形を施すことが可能であることはいうまでもない。したがって、本発明の権利範囲は、上述の実施形態に限定されて決定されてはならず、添付の請求範囲だけでなく、これと均等なものなどによって決められるべきである。

Claims (18)

1. 素地鋼板と酸化物層との間に合金化めっき層が形成されている熱間成形用合金化アルミニウムめっき鋼板であって、
   前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残部のＦｅ及びその他の不純物で組成されており、
   前記合金化めっき層は、
   前記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）と、
   前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上に形成された、ビッカース硬度が７００〜１２００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）と、
   前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が４００〜９００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）と、を含み、
   前記酸化物層は、その表層から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が２０％以下であることを特徴とする、
   耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
2. 前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）におけるＡｌの含量は重量％で５〜３０％であり、前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）におけるＡｌの含量は２０〜５０％であり、そして前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）におけるＡｌの含量は４０〜７０％であることを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
3. 前記合金化めっき層において、Ａｌの含量が重量％で７０％以下であるＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相の断面積分率が９９％を超えることを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
4. 前記素地鋼板中の水素含量が０．５ｐｐｍｗ以下であることを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
5. 前記素地鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される１種以上を０．０１〜４．０％の範囲でさらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
6. 前記素地鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群から選択される１種以上を０．００１〜０．４％の範囲でさらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
7. 前記素地鋼板は、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％をさらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
8. 前記素地鋼板は、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１〜１．０％をさらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
9. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００１〜０．０１％をさらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
10. 請求項１から９の何れか一項に記載のめっき鋼板を熱間成形してなるＨＰＦ成形部材であって、部材の微細組織がマルテンサイトを主相とし、引張強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたＨＰＦ成形部材。
11. 前記部材の引張強度と素地鋼板中の水素濃度との積が１３００未満であることを特徴とする、請求項１０に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたＨＰＦ成形部材。
12. 前記部材の表層酸化物は、その表面から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が４０％以下であることを特徴とする、請求項１０に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたＨＰＦ成形部材。
13. 重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残部のＦｅ及びその他の不純物で組成される素地鋼板の表面に、Ａｌ−Ｓｉコーティング層を形成する工程と、
    前記Ａｌ−Ｓｉコーティングされためっき鋼板を、露点温度が−１０℃未満である雰囲気を有する加熱炉で、熱処理最高温度である４５０〜７５０℃まで１〜５００℃／ｈｒの昇温速度で加熱する工程と、
    前記熱処理最高温度で１〜１００時間維持することで、前記素地鋼板の表面にＡｌ−Ｆｅ合金化めっき層を形成する工程と、を含む、
    耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
14. 前記熱処理最高温度に達する前に、３００℃以上かつＡｌめっき層の融点未満の温度で１〜１００時間維持することを特徴とする、請求項１３に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
15. 前記合金化めっき層は、
    前記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が２００〜８００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）と、
    前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）上に形成された、ビッカース硬度が７００〜１２００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）と、
    前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が４００〜９００ＨｖのＡｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）と、を含み、
    前記合金化めっき層の上部には酸化物層が形成されており、前記酸化物層は、その表層から０．１μｍの深さの地点での平均酸素重量％が２０％以下であることを特徴とする、請求項１３に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
16. 前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（Ｉ）におけるＡｌの含量は重量％で５〜３０％であり、前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩ）におけるＡｌの含量は２０〜５０％であり、そして前記Ａｌ−Ｆｅ合金化層（ＩＩＩ）におけるＡｌの含量は４０〜７０％であることを特徴とする、請求項１５に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
17. 前記素地鋼板中の水素含量が０．５ｐｐｍｗ以下であることを特徴とする、請求項１３に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
18. 請求項１３から１７の何れか一項に記載の製造方法によりめっき鋼板を用意する工程と、
    前記めっき鋼板を１〜１０００℃／秒の昇温速度で（Ａｅ３＋３０℃）〜（Ａｅ３＋１５０℃）の温度範囲まで加熱した後、１〜１０００秒間維持する工程と、
    前記加熱処理されためっき鋼板を熱間成形すると同時に、１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程と、を含む、
    耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。

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