JP2022513132A - 耐食性及び耐熱性に優れた熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板、熱間プレス成形部材及びこれらの製造方法 - Google Patents

耐食性及び耐熱性に優れた熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板、熱間プレス成形部材及びこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、素地鋼板及び上記素地鋼板上に形成された合金化めっき層を含むアルミニウム－鉄合金めっき鋼板であって、上記合金化めっき層は、上記素地鋼板上に形成され、重量％で、Ａｌ：５～３０％を含む合金化層（Ｉ）；上記合金化層（Ｉ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：３０～６０％を含む合金化層（ＩＩ）；及び上記合金化層（ＩＩ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：２０～５０％を含む合金化層（ＩＩＩ）を含み、上記合金化層（ＩＩ）の内部に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含むＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布しており、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０３個／ｍｍ２以上である熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板を提供する。

Description

本発明は、耐食性及び耐熱性に優れた熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板、これを用いて製造された熱間プレス成形部材及びこれらの製造方法に関するものである。
近年、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。材料的側面から、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。
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延伸率の積は常に一定の値を有する傾向を有していることから、鋼板の強度が高くなる場合には、加工性の指標となる延伸率が減少するという問題があった。
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利点がある。
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ため、鋼板の表面が酸化するにつれ、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。かかる問題点を解決するための方法として、特許文献１が提案されている。上記特許文献１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）を用いており、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。
しかし、特許文献１のように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晒されるようになる。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て鋼板の表面には、硬質のＦｅ及びＡｌの合金層が形成されるが、上記合金層の場合には、硬質であり、脆弱であるため、めっき層にクラックが発生するおそれがあり、それによって素地鋼板が腐食環境に晒されて耐食性が低下する問題がある。
米国特許第６，２９６，８０５号明細書
本発明は、耐食性及び耐熱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アルミニウム－鉄合金めっき鋼板と、これを用いた熱間プレス成形部材及びこれらの製造方法を提供することである。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。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、本発明の明細書の全体的な事項から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面は、素地鋼板及び上記素地鋼板上に形成された合金化めっき層を含むアルミニウム－鉄合金めっき鋼板であって、上記合金化めっき層は、上記素地鋼板上に形成され、重量％で、Ａｌ：５～３０％を含む合金化層（Ｉ）；上記合金化層（Ｉ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：３０～６０％を含む合金化層（ＩＩ）；及び上記合金化層（ＩＩ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：２０～５０％を含む合金化層（ＩＩＩ）を含み、上記合金化層（ＩＩ）の内部に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含むＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布しており、円相当直径が５μｍ以下である上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０３個／ｍｍ２以上である熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板である。
上記合金化めっき層は、上記合金化層（ＩＩＩ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：３０～６０％を含む合金化層（ＩＶ）をさらに含むことができる。
上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含むことができる。
上記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～１％、Ｔｉ：０．００１～０．２％のうち１種以上をさらに含むことができる。
本発明の他の一側面は、上述したアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を熱間プレス成形して得られた熱間プレス成形部材として、上記合金化層（ＩＩ）の内部に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含むＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布しており、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０４個／ｍｍ２以上である熱間プレス成形部材である。
本発明の他の一側面は、素地鋼板の表面をアルミニウムめっきし巻取してアルミニウムめっき鋼板を得る段階；アルミニウムめっき鋼板を焼鈍してアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を得る段階；及びアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を冷却する段階を含むアルミニウム－鉄合金めっき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当たり３０～２００ｇ／ｍ２であり、アルミニウムめっき後２５０℃までの冷却速度を２０℃／秒以下にし、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で５５０～７５０℃の加熱温度範囲で３０分～５０時間実施され、上記焼鈍時に常温から上記加熱温度まで加熱するとき、平均昇温速度を１０～１００℃／ｈとし、４００～５００℃区間の平均昇温速度を１～１５℃／ｈとし、上記箱焼鈍炉内の雰囲気温度と鋼板温度との間の差を５～８０℃とする熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法である。
上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含むことができる。
上記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～１％、Ｔｉ：０．００１～０．２％のうち１種以上をさらに含むことができる。
本発明の他の一側面は、上述した製造方法によって製造された熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、熱間プレス成形する熱間プレス成形部材の製造方法である。
本発明の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板には、素地鋼板上に合金化層（Ｉ）～（ＩＩＩ）または合金化層（Ｉ）～（ＩＶ）からなり、熱間成形のための加熱にも溶融しない合金化めっき層が形成されているため、耐熱性に優れた効果がある。
また、本発明の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板は、上記合金化層（ＩＩ）内に微細なＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布していることから、硬質の合金化層（ＩＩ）で発生する亀裂形成を効果的に抑制することができ、優れた耐食性が得られる効果がある。
本発明の多様でありながらも有意義な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解されることができる。
発明例１によって製造されたアルミニウム－鉄合金めっき鋼板のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真である。 合金化層（ＩＩＩ）上に合金化層（ＩＶ）が形成された変形例として、発明例２によって製造されたアルミニウム－鉄合金めっき鋼板のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真である。 比較例１によって製造されたアルミニウム－鉄合金めっき鋼板のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真である。 発明例１によって製造されたアルミニウム－鉄合金めっき鋼板について熱間プレス成形を行った後のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真である。 比較例１によって製造されたアルミニウム－鉄合金めっき鋼板について熱間プレス成形を行った後のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真である。 実施例において熱間成形後のめっき層の特性及び部材の耐食性評価のために使用した金型の断面図である。
以下、本発明の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板について詳細に説明する。本発明において、各元素の含有量を示すとき、特に断りのない限り、重量％を意味することに留意する必要がある。また、結晶や組織の割合は、特に異なって表現しない限り、面積を基準とする。
［アルミニウム－鉄合金めっき鋼板］
本発明の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板上に形成された合金化めっき層を含み、上記合金化めっき層は、素地上板上に形成され、Ａｌ含有量が５～３０％である合金化層（Ｉ）、上記合金化層（Ｉ）上に形成され、Ａｌ含有量が３０～６０％である合金化層（ＩＩ）；及び上記合金化層（ＩＩ）上に形成され、Ａｌ含有量が２０～５０％である合金化層（ＩＩＩ）を含む。また、本発明の一変形例として、上記合金化層（ＩＩＩ）上に上記合金化層（ＩＩ）と同一の合金組成の合金化層（ＩＶ）をさらに含むこともできる。
一方、本発明の一側面によると、重量％で、上記合金化層（Ｉ）はＡｌ：５～３０％を含むことができ、上記合金化層（ＩＩ）はＡｌ：４０～６０％を含むことができ、上記合金化層（ＩＩＩ）はＡｌ：２０～４０％を含むことができる。
また、本発明の一側面によると、重量％で、上記合金化層（Ｉ）はＡｌ：５～３０％を含むことができ、上記合金化層（ＩＩ）はＡｌ：４５～６０％を含むことができ、上記合金化層（ＩＩＩ）はＡｌ：２０～４０％を含むことができる。
素地鋼板にアルミニウムをめっきした後、熱処理を行うと、素地鋼板のＦｅが、Ａｌ含有量が高いアルミニウムめっき層に拡散する。このとき、めっき層でＡｌとＦｅとの間の合金化が行われ、Ｆｅの合金化の程度に応じて合金化層（Ｉ）～（ＩＩＩ）からなる層構造が形成されるようになる。
また、本発明の一変形例として合金化熱処理の条件によって上記合金化層（ＩＩＩ）上に合金化層（ＩＶ）が形成されてもよい。上記合金化層（ＩＶ）の形成は、素地鋼板のＦｅとめっき層のＡｌ、Ｓｉの合金化挙動に影響を受け、本発明においてアルミニウムめっき後に行う箱焼鈍工程の温度及び時間に応じて形成されるかどうかが決定される。通常、箱焼鈍時間が短い熱処理条件で熱処理した場合、主に形成することができ、実質的に合金化層（ＩＩ）及び合金組成の範囲などの構成が同一である。上記合金化層（ＩＶ）が形成される理由は、正確に明らかになったことはないが、上記合金化層（ＩＩ）及び合金化層（ＩＶ）は、Ｓｉの固溶度が殆どない相であって、合金化のうちめっき層内に存在するＳｉの場合、ＡｌＦｅ（Ｓｉ）相である合金化層（ＩＩＩ）に移動するようになり、周囲にＳｉ固溶度がない合金化層（ＩＩ）及び合金化層（ＩＶ）が形成されると考えられる。このとき、箱焼鈍時間が十分であれば、継続的な合金化反応により比較的に合金化層（ＩＩＩ）が表層方向に成長して合金化層（ＩＶ）が存在しない形で現れるものと考えられる。
一方、本発明の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板は、上記合金化層（ＩＩ）内に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含む微細なＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布している。上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相は、本発明のアルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造過程で形成することができるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ化合物として、熱処理条件と各成分の構成比に応じて非常に多様な相を形成することができるだけでなく、形成される位置も変わるようになる。また、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相は、上記合金化層（ＩＩ）と比較して硬度が低い軟質の特性を有する。
また、本発明の一側面によると、上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相において、Ａｌ含有量は２２～３５％であってもよく、Ｓｉ含有量は５～１６％であってもよい。
また、本発明は、合金化層（ＩＩ）内で円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０３個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。一方、上記合金化層（ＩＩ）内で円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であることがより好ましく、１０４個／ｍｍ２以上であることがより好ましい。
ここで、上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の円相当直径は、めっき層に対して垂直な断面観察時に粒子の面積と同一面積を有する円の直径を意味し、上記円相当直径は、めっき層に対して垂直な断面を走査電子顕微鏡で観察をすることで容易に測定することができる。一般的に、熱間成形のための加熱時、めっき層と素地鉄の合金化反応によって合金化層（ＩＩ）内に存在するＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数と分率は増加するが、熱間成形前のめっき鋼板でのＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度は、熱間成形時に形成されるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の分布及び数密度に重要な役割を果たす。また、合金化めっき層の主要構成相である合金化層（ＩＩ）の場合、硬度が高くて成形中に曲率部のように形状が複雑な部位で合金化めっき層に亀裂が容易に発生するようになるが、比較的に延性を有するＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が一定量以上分散分布するようになると、これらの合金化めっき層の亀裂を効果的に抑制することができ、曲率部でめっき層の亀裂による耐食性の低下を防止することができる。
硬質の合金化層（ＩＩ）内にＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度を一定量以上に制御することが重要であり、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０３個／ｍｍ２未満になると、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の分散分布による曲率部のめっき層の亀裂を抑制する効果が不足して曲率部における耐食性が悪くなるおそれがある。したがって、本発明において、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度は１０３個／ｍｍ２以上に制限することができる。上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度は高いほど好ましいため、その上限は別に限定しなくてもよいが、非制限的な一実施形態として１０８個／ｍｍ２以下にすることができる。これは、上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０８個／ｍｍ２を超えると、めっき層内の軟質上の分率が高くなって、めっき層の耐スクラッチ性が低下する可能性があるためである。
本発明の一変形例によって合金化層（ＩＩＩ）上に合金化層（ＩＶ）が形成される場合、上記合金化層（ＩＶ）内にＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が含まれてもよい。但し、もし上記合金化層（ＩＶ）があまりにも薄く形成された場合には、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が形成される空間が不足して含まれない場合がある。
一方、本発明の素地鋼板は、熱間プレス成形用鋼板であって、熱間プレス成形に使用されることができれば、その組成を特に制限しない。但し、本発明の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む。以下、各成分系について詳細に説明する。
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必須元素であって、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。上記Ｃ含有量の下限は０．１％以上であることが好ましい。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て、冷間圧延性が大きく低下するだけでなく、スポット溶接性を大きく低下させるため、十分な冷間圧延性及びスポット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含有量は、０．４５％以下であってもよく、０．４％以下に制限することがより好ましい。
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役割を果たす。本発明では、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ために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含有量の上限を２％に定めることができる。さらに、上記Ｓｉ含有量を１．５％以下に制限することも好ましい。
Ｍｎ：０．１～５％
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、０．１％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し、製造コストを削減し、スポット溶接性を向上させるという点から、上記Ｍｎ含有量は５％以下に制限することができる。
Ｐ：０．００１～０．０５％
上記Ｐは、鋼内に不純物として存在し、できるだけその含有量が少ないほど有利である。したがって、本発明において、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限することができ、０．０３％以下に制限することが好ましい。Ｐは少ないほど有利である不純物元素であるため、その含有量の上限を特に定める必要はない。但し、Ｐ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％とすることができる。
Ｓ：０．０００１～０．０２％
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％に制限し、さらに０．０１％以下に制限することが好ましい。また、その最小含有量が０．０００１％未満であると、製造コストが上昇するおそれがあるため、その含有量の下限を０．０００１％とすることができる。
Ａｌ：０．００１～１％
上記Ａｌは、Ｓｉと共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、上記効果を得るために、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が適切な温度範囲で行われるようにするために、上記Ａｌ含有量は、１％以下に制限することができる。
Ｎ：０．００１～０．０２％
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。下限を特に定める必要があるが、製造コストの上昇などを考慮すると、Ｎ含有量を０．００１％以上に定めることができる。
本発明の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板は、上述した合金組成以外に、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～１％、Ｔｉ：０．００１～０．２％のうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｂ：０．００１～０．０１％
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及び／または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０．０００１％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、上記Ｂ含有量を０．００５％以下にすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１～１％
上記Ｃｒは、Ｍｎと類似して固溶強化の効果及び熱間成形時の硬化能を向上させるために添加する元素であって、上記効果を得るために０．０１％以上添加することができる。但し、部材の溶接性を確保するために、その含有量を１％以下に制限することができ、また、１％を超えると、添加量に対する硬化能の向上効果も僅かであるため、コスト面でも不利である。
Ｔｉ：０．００１～０．２％
上記Ｔｉは、微細析出物の形成によって熱処理部材の強度上昇及び結晶粒微細化に伴う部材の衝突性能の向上に効果があるだけでなく、Ｂが添加される場合には、Ｎと先に反映してＢの添加効果を極大化させる効果がある。上記効果を得るためにＴｉは０．００１％以上添加することができる。但し、Ｔｉ含有量が増加するにつれて引き起こされる粗大したＴｉＮ形成は、部材の衝突性能を劣らせるため、その含有量を０．２％以下に制限することができる。
上述した成分以外の残部としては、鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物が挙げられるが、熱間プレス成形用鋼板に含まれることができる成分であれば、特に追加的な添加を制限しない。
通常のアルミニウムめっき熱間成形用鋼板は、アルミニウムめっき層の融点が熱間成形のための加熱温度よりも低くて耐熱性が不足し、これにより熱間成形のための加熱中にめっき層が溶融して加熱炉内のロールを汚染させたり、急速加熱が不可能な短所がある。しかし、本発明によって製造された熱間プレス成形用鋼板の場合、アルミニウム－鉄合金化めっき層を有し、上記合金化めっき層の融点は約１１６０℃以上であって、熱間成形のための加熱温度よりも高いため、優れた耐熱性を示すことができる。
上述した合金組成及び層構造を有する合金化めっき層及び素地鋼板からなるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲、１～１５分の熱処理後、熱間プレス成形して熱間プレス成形部材を製造することができる。
具体的に、本発明の他の一側面は、上述したアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を熱間プレス成形して得られた熱間プレス成形部材であって、上記合金化層（ＩＩ）の内部に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含むＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布しており、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０４個／ｍｍ２以上である熱間プレス成形部材である。
つまり、本発明によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を熱間プレス成形して製造した熱間プレス成形部材は、円相当直径が５μｍ以下であり、軟質であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が硬質の合金化層（ＩＩ）内に１０４個／ｍｍ２以上の数密度で分散分布して熱間成形時の曲率部のように形状が複雑な部位で、めっき層内の亀裂形成を抑制することで耐食性が向上することができる。
一方、上記熱間プレス成形部材において、上記円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度は、２×１０４個／ｍｍ２以上であることが好ましく、３×１０４個／ｍｍ２以上であることがより好ましい。
また、熱間プレス成形部材における上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度は高いほど好ましいため、その上限は、別に限定しなくてもよいが、非制限的な一実施形態として１０９個／ｍｍ２以下にすることができる。成形部材において、上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０９個／ｍｍ２を超えると、めっき層の硬度の低下により、耐チッピング性が低下する可能性がある。
また、特に限定されるものではないが、本発明の一側面によると、上記ＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相において、Ａｌ含有量は、２２～３５％であることができ、Ｓｉ含有量は５～１６％であることができる。
以下、本発明の他の一側面によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。但し、下記熱間プレス成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法は、一例示であるだけであって、本発明の熱間プレス成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板が必ずしも本製造方法によって製造される必要があるというわけではなく、如何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、本発明の各実施形態を実現するのに何ら問題がないことに留意する必要がある。
［アルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法］
本発明のアルミニウム－鉄合金めっき鋼板は、熱間圧延または冷間圧延された素地鋼板を用意し、上記素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっきを行った後、めっき鋼板の合金化のための焼鈍処理を行うことで得られる。
アルミニウムめっき工程
上述した合金組成を有する素地鋼板を用意し、上記素地鋼板の表面に適切な条件でアルミニウムめっきしてこれを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。
まず、圧延された鋼板の表面に片面当たり３０～２００ｇ／ｍ２のめっき量でアルミニウムめっき処理を行うことができる。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及び５～２０％のＳｉを含む、必要に応じて追加元素を含むことも可能）や、ｔｙｐｅ ＩＩと命名されるＡｌを９０％以上含み、必要に応じて追加元素を含むめっきのいずれも使用することができる。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行うこともできる。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。
次に、アルミニウムめっき後に２５０℃までの冷却速度を２０℃／秒以下にして冷却することができる。アルミニウムめっき後の冷却速度は、めっき層と素地鉄との間に拡散抑制層の形成に影響を与え、アルミニウムめっき後の冷却速度が速すぎると、拡散抑制層が均一に形成されず、この後に行われる焼鈍処理時のコイルの合金化挙動が不均一になることがある。したがって、アルミニウムめっき後に２５０℃までの冷却速度は２０℃／秒以下にすることができる。
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０．５～５ｋｇ／ｍｍ２に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、この後に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。
焼鈍工程
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行ってアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を得ることができる。
アルミニウムめっき鋼板（コイル）は、箱焼鈍炉（ＢＡＦ、Ｂａｔｃｈ ａｎｎｅａｌｉｎｇ ｆｕｒｎａｃｅ）で加熱される。鋼板を加熱するとき、熱処理の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、この温度範囲で素材が到達する最高温度を加熱温度とする）で、３０分～５０時間維持することが好ましい。一方、より好ましくは、上記熱処理の目標温度は６００～７５０℃の範囲であることができ、上記維持時間は３０分～１０時間であることができる。
ここで、維持時間とは、コイル温度が目標温度に達した後、冷却開始までの時間である。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おそれがあるため、十分な合金化のために加熱温度を５５０℃以上にすることができる。また、表層に酸化物が過度に生成されることを防止し、スポット溶接性を確保するために、上記加熱温度は、７５０℃以下にすることができる。また、めっき層を十分に確保すると同時に、生産性の低下を防止するために、上記維持時間は３０分～５０時間に定めることができる。場合によっては、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加熱パターンを有することもでき、目標温度以下の温度で一定時間維持した後、昇温する形の加熱パターンを適用することもできる。
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し、全鋼板（コイル）でめっき層を均一に合金化させるためには、全体温度区間（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１０～１００℃／ｈとすることができる。一方、上記平均昇温速度は、１０～５０℃／ｈであることがより好ましく、１０～３０℃／ｈであることが最も好ましい。全体的な平均昇温速度は、上記のような数値範囲で制御することができるが、本発明の一実施形態では、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、昇温時に４００～５００℃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。一方、上記昇温時の４００～５００℃区間の平均昇温速度は、２～１０℃／ｈであることがより好ましい。
箱焼鈍炉内の雰囲気温度と鋼板温度との間の差を５～８０℃とすることができる。一方、上記箱焼鈍炉内の雰囲気温度と鋼板温度との間の差は、５～５０℃であることがより好ましく、５～３０℃であることが最も好ましい。
一般的な箱焼鈍炉の加熱は、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）を加熱する方式をとる。このような場合、雰囲気温度とコイル温度との間の差は避けられないが、鋼板内の位置別の材質及びめっき品質のばらつきを最小限に抑えるためには、熱処理の目標温度の到達時点を基準に雰囲気温度と鋼板温度との間の差を８０℃以下にすることができる。温度差は可能な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、全体平均昇温速度の条件を満たすことが難しくなり得るため、これを考慮すると、５℃以上にすることができる。ここで、鋼板の温度は、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、雰囲気温度は、加熱炉の内部空間の中心で測定した温度を意味する。
熱間プレス成形工程
上述した製造方法によって製造された熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板について熱間プレス成形を行い、熱間プレス成形部材を製造することができる。このとき、熱間プレス成形は、当該技術分野で一般的に用いられる方法を利用することができ、非制限的な一実施形態としてＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、熱間プレス成形することができる。
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にすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない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ためである。
（実施例）
まず、素地鋼板として、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、鋼板の表面にＡｌ－９％Ｓｉ－２．５％Ｆｅ組成を有するｔｙｐｅ Ｉめっき浴で鋼板表面をめっきした。めっき時におけるめっき量は片面当たり７０ｇ／ｍ２に調節し、アルミニウムめっき後に２５０℃まで冷却速度１２℃／秒で冷却してから、巻取り張力を２．２ｋｇ／ｍｍ２に調節して巻取った。この状態のめっき鋼板を比較例１とし、比較例１のめっき層の断面を走査電子顕微鏡で観察した写真を図３に示した。また、比較例１のめっき層の融点は約６６０℃付近で測定された。
Figure 2022513132000002
この後、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：１８℃／ｈ
・４００～５００℃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鋼板との間の温度差：２０℃
加熱後に同一温度で１０時間維持し、この後に鋼板を空冷して熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板を得て、これを発明例１とした。そして、上記合金めっき鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察（図１参照）し、めっき層の構造と合金化層（ＩＩ）内の円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度を確認し、これを表３に示した。また、発明例１の合金化層（ＩＩ）の融点を測定し、約１１６０℃の融点を有することが確認された。
一方、素地鋼板として、下記表２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、鋼板の表面にＡｌ－８％Ｓｉ－１．５％Ｆｅ組成を有するｔｙｐｅ Ｉめっき浴で鋼板表面をめっきした。めっき時におけるめっき量は片面当たり６０ｇ／ｍ２に調節し、アルミニウムめっき後に２５０℃まで冷却速度７．５℃／秒で冷却してから、巻取り張力を３．５ｋｇ／ｍｍ２に調節して巻取った。この状態のめっき鋼板を比較例２とした。
Figure 2022513132000003
この後、めっきされた鋼板を箱焼鈍炉において次の条件で６７０℃まで加熱した。
・６７０℃までの全体の平均昇温速度：１２℃／ｈ
・４００～５００℃の温度区間の平均昇温速度：５℃／ｈ
・加熱温度における雰囲気と鋼板との間の温度差：１５℃
加熱後に同一温度で１時間維持し、この後に鋼板を空冷して熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板を得て、これを発明例２とした。そして、上記合金めっき鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察（図２参照）し、めっき層の構造と合金化層（ＩＩ）内の円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度を確認し、これを表３に示した。
Figure 2022513132000004
また、上記比較例１、２のめっき鋼板の断面を走査電子顕微鏡で観察してめっき層の構造を確認し、各めっき層におけるＡｌ含有量を測定して、これを下記表４に示した。
Figure 2022513132000005
上記表３、４のとおり、本発明による発明例１、２の場合には図２に示したように、素地鋼板上に合金化層（Ｉ）、（ＩＩ）、（ＩＩＩ）が順に形成されていた。これに対し、比較例１、２の場合には図３に示したように、素地鋼板上にＦｅ及びＡｌからなる合金化層が形成され、上記合金化層上にＡｌを９５％以上含有するアルミニウム層が形成されたことを確認した。
したがって、比較例１、２に該当するめっき鋼板の場合には、本発明の合金化層（Ｉ）上に形成される合金化層（ＩＩ）に相当する層がなく、合金化層（ＩＩ）内の円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度も測定することができなかった。
このような発明例１、２と比較例１、２によって得られためっき鋼板の耐熱性を評価するために、９００℃の温度で熱処理を行った。上記発明例１、２の場合には、合金化めっき層の融点が９００℃よりも高いため、溶融が起こらず、耐熱性に優れたものであった。これに対し、比較例１、２の場合には、Ａｌ層の融点が９００℃よりも低くて溶融されたため、耐熱性が低下することを確認した。
一方、上記発明例１、２の合金めっき鋼板及び比較例１、２のめっき鋼板を９００℃で６分間加熱した後、図６の金型で熱間プレス成形を行い、熱間プレス成形部材を得た。
得られた部材の一部を採取して、断面を走査電子顕微鏡で観察し、部材の合金化層（ＩＩ）での円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相のサイズ及び数密度を測定し、これを表５に示した。
一方、発明例１のめっき鋼板を熱間プレス成形した後のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真を図４に示し、発明例１による熱間プレス成形部材は、素地鋼板上に合金化層（Ｉ）、（ＩＩ）、（ＩＩＩ）が順に形成されたことを確認した。
また、比較例１のめっき鋼板を熱間プレス成形した後のめっき層の断面を観察した走査電子顕微鏡の写真を図５に示し、比較例１による熱間プレス成形部材は、素地鋼板上に３つの合金化層が順に形成されていた。
このとき、耐食性評価のために、上記部材をＣＣＴ ２６ ｃｙｃｌｅ後の単位面積当たりの重量減少を測定し、単位面積当たりの重量減少が１０ｍｇ／ｃｍ２以上であると劣化したものと判断した。
また、耐熱性評価のために、熱間プレス成形時に合金化めっき層の溶融の有無を観察し、合金化めっき層が溶融しているものを劣化したものと判断した。
Figure 2022513132000006
上記表５から分かるとおり、発明例１及び２によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を用いて製造した熱間プレス成形部材は、良好な耐食性を示しているが、比較例１及び２の場合、単位面積当たりの重量減少が１０ｍｇ／ｃｍ２以上であるため、耐食性が不良であることが確認できた。
また、発明例１及び２の場合、合金化めっき層の融点が熱間プレス成形のための加熱温度よりも高かったため、最終的に製造された熱間プレス成形部材内で合金化めっき層が溶融されず、優れた耐熱性を有することが確認できた。
これに対し、比較例１及び２の場合、合金化めっき層の融点が熱間プレス成形のための加熱温度よりも低かったため、熱間プレス成形のための加熱中に合金化めっき層が溶融して、加熱炉内のロールを汚染させたり、急速加熱が不可能であった。
以上で説明したように、本発明の詳細な説明では、本発明の好ましい実施例について説明したが、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、本発明の範囲から逸脱しない範囲内で様々な変形が可能であることはもちろんである。したがって、本発明の権利範囲は説明された実施例に限定されるものではなく、後述する特許請求の範囲だけでなく、これと均等なものによって定められなければならない。

Claims (9)

  1. 素地鋼板及び前記素地鋼板上に形成された合金化めっき層を含むアルミニウム－鉄合金めっき鋼板であって、
    前記合金化めっき層は、
    前記素地鋼板上に形成され、重量％で、Ａｌ：５～３０％を含む合金化層（Ｉ）；
    前記合金化層（Ｉ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：３０～６０％を含む合金化層（ＩＩ）；及び
    前記合金化層（ＩＩ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：２０～５０％を含む合金化層（ＩＩＩ）を含み、
    前記合金化層（ＩＩ）の内部に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含むＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布しており、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０３個／ｍｍ２以上である、熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板。
  2. 前記合金化めっき層は、前記合金化層（ＩＩＩ）上に形成され、重量％で、Ａｌ：３０～６０％を含む合金化層（ＩＶ）をさらに含む、請求項１に記載の熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板。
  3. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む、請求項１に記載の熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板。
  4. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～１％、Ｔｉ：０．００１～０．２％のうち１種以上をさらに含む、請求項３に記載の熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板。
  5. 請求項１から４のいずれか一項によるアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を熱間プレス成形して得られた熱間プレス成形部材であって、
    前記合金化層（ＩＩ）の内部に重量％で、Ａｌ：２０～５０％及びＳｉ：５～２０％を含むＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相が分散して分布しており、円相当直径が５μｍ以下であるＦｅＡｌ（Ｓｉ）合金相の数密度が１０４個／ｍｍ２以上である、熱間プレス成形部材。
  6. 素地鋼板の表面をアルミニウムめっきし、巻取ることでアルミニウムめっき鋼板を得る段階；
    アルミニウムめっき鋼板を焼鈍してアルミニウム－鉄合金めっき鋼板を得る段階；及び
    アルミニウム－鉄合金めっき鋼板を冷却する段階を含むアルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法であって、
    前記アルミニウムめっき量は、鋼板の片面当たり３０～２００ｇ／ｍ２であり、
    アルミニウムめっき後に２５０℃までの冷却速度を２０℃／秒以下にし、
    巻取り時の巻取り張力を０．５～５ｋｇ／ｍｍ２とし、
    前記焼鈍は、箱焼鈍炉で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、平均昇温速度を１０～１００℃／ｈとし、４００～５００℃区間の平均昇温速度を１～１５℃／ｈとし、
    前記箱焼鈍炉内の雰囲気温度と鋼板温度との間の差を５～８０℃とする、熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法。
  7. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む、請求項６に記載の熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～１％、Ｔｉ：０．００１～０．２％のうち１種以上をさらに含む、請求項７に記載の熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板の製造方法。
  9. 請求項５から８のいずれか一項によって製造された熱間成形用アルミニウム－鉄合金めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、熱間プレス成形する、熱間プレス成形部材の製造方法。
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