JP2022513647A - 耐食性及び溶接性に優れた熱間プレス用アルミニウム－鉄系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

耐食性及び溶接性に優れた熱間プレス用アルミニウム－鉄系めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、上記めっき層は、上記素地鋼板の表面に形成され、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を含む合金化層；及び上記合金化層上に形成され、厚さが上記めっき層の厚さの１０％未満であるアルミニウム層；を含み、上記めっき層の厚さは２０～３５μｍであり、上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定したＭｇが１～２０重量％であり、上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定した酸素が１０重量％以下である、アルミニウム－鉄系めっき鋼板及びその製造方法を提供する。

Description

本発明は、耐食性及び溶接性に優れた熱間プレス用アルミニウム－鉄系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
最近、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必要があることから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。上記発明では、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後、加熱し急冷する過程（単に「後熱処理」とする）を用いている。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。
上述したアルミニウムめっき鋼板を熱間プレス成形するためには、鋼板を加熱する段階が行われる。この段階で鋼板の温度が上昇し、その結果、鋼板の素地鉄から表面のめっき層までＦｅの拡散が起こるようになり、めっき層に合金化が起こる。
このようなアルミニウムめっき鋼板を熱間プレス成形すると、プレス時に金型と密着する部位のめっき層にクラックが発生するという問題が生じる。それだけでなく、プレスによって屈曲が発生する部分では、めっき層の最表面に強い引張応力が加わるようになるが、脆弱な合金層の特性上、引張応力が加わると、表面からクラックが発生するようになる。ところが、アルミニウムめっき層の厚さが薄くてクラックがめっき層を貫通して素地鋼板の表面が露出すると、最終的に得られる熱間プレス成形部材の耐食性が低下するおそれがある。
米国特許公報第６，２９６，８０５号明細書
本発明の一側面によると、耐食性及び溶接性に優れた熱間プレス成形用アルミニウム－鉄系めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。
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。
本発明の一側面によるアルミニウム－鉄系めっき鋼板は、素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、上記めっき層は、上記素地鋼板の表面に形成され、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を含む合金化層；及び上記合金化層上に形成され、厚さが上記めっき層の厚さの１０％未満であるアルミニウム層；を含み、上記めっき層の厚さは２０～３５μｍであり、上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定したＭｇが１～２０重量％であり、上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定した酸素が１０重量％以下である。
本発明の一側面によると、上記めっき層は、重量％で、素地鋼板から拡散したＦｅ含有量を除いた合金組成を１００％とするとき、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むことができる。
本発明の一側面によると、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．０１～１０％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むことができる。
本発明の一側面によると、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷからなる群から選択された１種以上の合計：０．０１～４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶからなる群から１種以上の合計：０．００１～０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１～１．０％及びＢ：０．０００１～０．０１％のうち一つ以上をさらに含むことができる。
本発明の他の側面によると、本発明は、上述したアルミニウム－鉄系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を提供する。
本発明の他の一側面による熱間プレス成形に用いられるアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法は、素地鋼板を用意する段階；上記素地鋼板を重量％で、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウムめっき浴に浸漬して片面当たり４０～１００ｇ／ｍ２のめっき量でめっき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の直後、６４０℃以上の温度まで０．１～５℃／秒の冷却速度で初期冷却を行う段階；及び上記初期冷却後、連続して６７０～９００℃の加熱温度範囲で１～２０秒維持し、熱処理するオンライン（ｏｎ－ｌｉｎｅ）合金化によってアルミニウム－鉄系めっき鋼板を得る段階；を含む。
本発明の一側面によると、上記初期冷却後、上記アルミニウムめっき鋼板の表面にアルミニウムパウダーを噴射する段階をさらに含むことができる。
本発明の一側面によると、上記アルミニウムパウダーの平均粒径は、５～４０μｍであることができる。
上述したように、本発明は、熱間プレス成形前のアルミニウム－鉄系めっき鋼板において、熱間プレス成形のための加熱の前に予め素地鋼板上にめっき層を形成させ、上記めっき層の厚さ及び層構成を適宜制御することにより、熱間プレス成形部材の耐食性及び溶接性を向上させることができる効果がある。
また、めっき浴の組成のうちＳｉ及びＭｇの含有量を適宜調節し、めっき層を形成した直後に連続して熱処理するオンライン（ｏｎ－ｌｉｎｅ）合金化熱処理を可能とすることで、製造費用が削減され、生産性が向上したアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法を提供することができる効果がある。
本発明の一側面による製造方法が実現された製造装置を概略的に示したものである。 発明例１によって製造されたアルミニウム－鉄系めっき鋼板の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。 比較例１によって製造されたアルミニウム－鉄系めっき鋼板の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。 発明例１によって製造されたアルミニウム－鉄系めっき鋼板を熱間プレス成形した後のめっき断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。 比較例１によって製造されたアルミニウム－鉄系めっき鋼板を熱間プレス成形した後のめっき断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真である。
以下、本発明の一側面によるアルミニウム－鉄系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－鉄系めっき鋼板］
本発明の一実施形態によるアルミニウム－鉄系めっき鋼板は、素地鋼板、及び上記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、上記めっき層は、上記素地鋼板上に形成され、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を含む合金化層、及び上記合金化層上に形成され、厚さが上記めっき層の厚さの１０％未満であるアルミニウム層を含み、上記めっき層の厚さは２０～３５μｍであり、厚さ方向に上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定したＭｇが１～２０重量％であり、厚さ方向に上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定した酸素が１０重量％以下であることを特徴とする。
まず、本発明の一実施形態によるアルミニウム－鉄系めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含む。また、上記めっき層は、上記素地鋼板の表面に形成され、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上からなる合金化層、及び上記合金化層上に形成されたアルミニウム層を含む。
素地鋼板にアルミニウムめっきした後、合金化熱処理を行うと、素地鋼板のＦｅがＡｌ含有量の高いアルミニウムめっき層に拡散する。その結果、素地鋼板上には、拡散の結果、形成されたＡｌ及びＦｅの金属間化合物からなる合金化層が形成されることができる。これに限定されるものではないが、上記合金化層をなすＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の合金相としては、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３などが挙げられる。
すなわち、上記合金化層はＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を含むことができる。また、本発明の一側面によると、上記合金化層は、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を主に含むことが好ましい。
具体的に、上記合金化層はＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を５０％以上含むことができ、８０％以上含むことが好ましく、９０％以上含むことがより好ましく、９５％以上含むことが一層好ましい。
すなわち、本発明の一側面によると、上記合金化層はＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上の合金相を主に含み、不可避に含まれる不純物及びめっき浴に含まれる余地がある他の元素も少量含むことができる。
例えば、本発明においてＭｇを添加すると、合金化層のうちＡｌ－Ｆｅ系合金相にＭｇが一部含まれることもでき、合金化層はＡｌ－Ｆｅ－Ｍｇ系合金相を含む他の合金相も含むことができる。
上述した合金化層上には元々めっき層成分と同一であるか、素地鋼板から少量拡散したＦｅを含むアルミニウム層が存在することもでき、場合によっては、完全合金化によって上記アルミニウム層は存在しないこともある。
上記めっき層の厚さは２０～３５μｍであることができる。上記めっき層の厚さが２０μｍ未満であると、耐食性が非常に劣化し、これに対し、上記めっき層の厚さが３５μｍを超えると、溶接性が低下する問題が生じる。したがって、本発明において、上記めっき層の厚さは、２０～３５μｍに制限することが好ましく、２０～３０μｍであることがより好ましい。
一方、上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳ（ｇｌｏｗ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いて測定したＭｇが１～２０重量％であることができる。Ｍｇは耐食性の向上及び合金化速度の向上を目的に、本発明の製造方法によるアルミニウムめっき浴で１．１～１５重量％添加されるが、めっき層内のＭｇは、表面側に拡散して濃化する傾向にあるため、厚さ方向に上記めっき層の表面から０．１μｍの地点でＧＤＳを用いて測定したＭｇ含有量は、１～２０重量％であることができ、２～１５％であることが好ましく、３～１０％であることがより好ましい。
また、上記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いて測定した酸素が１０重量％以下であることができる。本発明では、アルミニウムめっき層を合金化する際、溶融アルミニウムめっき後に冷却せず昇温して、短い時間で合金化熱処理を行うため、めっき層の表面の酸素含有量が高くなることを効果的に抑制することができる。めっき層の表面の酸素含有量が１０重量％を超えると、めっき鋼板の表面品質が劣化することがある。一方、めっき層の表面での酸素含有量は、少ないほど有利であるため、その下限は別に制限しなくてもよい。
上記めっき層内の表面側、そして合金化層上には、主にアルミニウムからなるアルミニウム層が形成されていてもよい。本発明において、上記アルミニウム層の厚さは、上記めっき層の厚さの１０％未満に制御することができ、場合によっては、十分な合金化がなされてアルミニウム層が存在しないこともある（すなわち、めっき層の厚さの０％も含む）。めっき鋼板において、アルミニウム層と合金化層との間の界面は、不安定であるため、アルミニウム層の厚さがめっき層の厚さの１０％以上と厚いと、合金化熱処理後に巻取るとき、アルミニウム層の剥離が発生するおそれがある。
上記アルミニウム層の厚さは、小さいほど好ましいため、その下限は別に限定しなくてもよい。一方、上記アルミニウム層の厚さは、５％未満であることが好ましく、１％未満であることがより好ましく、０％であることが一層好ましい。
本発明の一実施形態によると、上記めっき層は、重量％で、素地鋼板から拡散したＦｅ含有量を除いた残りの合金組成を１００％とするとき、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むことができる。
上記Ｓｉは、めっき層内でＦｅとの合金化を均一にする役割を果たし、このような効果を得るためには、少なくとも７％以上含まれる必要がある。一方、ＳｉはＦｅの拡散を抑制する役割も果たすため、１５％を超えて含有される場合、Ｆｅの拡散が過度に抑制され、本発明が所望するめっき構造が得られなくなる。上記Ｓｉ含有量は、７～１４％であることが好ましく、７．５～１３．１％であることがより好ましい。
上記Ｍｇは、めっき鋼板の耐食性を向上させる役割を果たし、合金化速度を増加させる効果もある。上記効果を得るためには、少なくとも１．１％以上含まれる必要があるが、１５％を超えて含まれる場合、溶接性及び塗装性が劣化する問題が生じる可能性がある。Ｍｇ含有量は、１．１～１１％であることが好ましく、１．５～１０．５％であることがより好ましい。
本発明の一実施形態によると、素地鋼板は、熱間プレス成形用鋼板として熱間プレス成形に使用される場合、特に制限しなくてもよい。但し、一つの非制限的な例を挙げると、素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．０１～１０％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、及びＮ：０．０２％以下を含む組成を有することができる。
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、冷間圧延性が大きく劣化するだけでなく、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％以下であることができ、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。上記Ｓｉ含有量を１．５％以下に制限することも好ましい。
Ｍｎ：０．０１～１０％
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、０．０１％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、製造費用を削減し、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１０％以下に制限することができる。上記Ｍｎ含有量は、９％以下であることが好ましく、場合によっては、８％以下であることができる。
Ａｌ：０．００１～１．０％
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、１．０％以下に制限することができる。
Ｐ：０．０５％以下
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、製造費用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：０．０２％以下
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、製造費用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。
Ｎ：０．０２％以下
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はないが、製造費用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。
本発明では、必要に応じて選択的に上述した鋼の組成に加えて、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷからなる群から選択された１種以上の合計：０．０１～４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶからなる群から１種以上の合計：０．００１～０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１～１．０％及びＢ：０．０００１～０．０１％のうち一つ以上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た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微細化を確保することができるため、これらの１種以上を含有量の合計基準で０．０１％以上添加することができる。また、部材の溶接性を確保するために、その含有量を４．０％以下に制限することもできる。なお、これら元素の含有量が４．０％を超えると、効果が飽和するため、含有量を４．０％以下に制限することができる。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶからなる群から選択された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って熱処理部材の鋼板の向上と、結晶粒微細化によって残留オーステナイトの安定化、及び衝撃靭性の向上に効果があるため、これらのうち１種以上を含有量の合計で０．００１％以上添加することができる。但し、その添加量が０．４％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、過度な合金鉄の添加によって費用の上昇を招くおそれがある。
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５～２．０％
上記Ｃｕ及びＮｉは、微細析出物を形成して強度を向上させる元素である。上述した効果を得るために、これらのうち一つ以上の成分の合計を０．００５％以上にすることができる。但し、その値が２．０％を超えると、過度な費用増加となるため、その上限を２．０％とすることができる。
Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１～１．０％
上記Ｓｂ及びＳｎは、Ａｌ－Ｓｉめっきのための焼鈍熱処理時に、表面に濃化してＳｉまたはＭｎ酸化物が表面に形成されることを抑制することで、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％以上添加することができる。但し、その添加量が１．０％を超えると、過度な合金鉄の費用がかかるだけでなく、スラブの粒界に固溶し、熱間圧延時のコイルのエッジ（ｅｄｇｅ）クラックを誘発させる可能性があるため、その上限を１．０％とする。
Ｂ：０．０００１～０．０１％
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％とすることができる。一実施形態では、上記Ｂ含有量を０．００５％以下にすることができる。
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。
上述した層構造を有するめっき層からなるアルミニウム－鉄系めっき鋼板を８８０～９５０℃の温度範囲で３～１０分の熱処理後に、熱間プレス成形して熱間プレス成形部材を製造すると、拡散層（ＦｅＡｌＳｉ及びＦｅ３Ａｌから構成）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌＳｉからなる合金化層が形成されて耐食性が向上することができる。また、スポット溶接の電流範囲が１ｋＡ以上を満たしてスポット溶接性が向上することができる。
次には、本発明の他の一側面による熱間プレス成形用アルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法を詳細に説明する。但し、下記熱間プレス成形用アルミニウム－鉄系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－鉄系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－鉄系めっき鋼板の製造方法］
本発明の他の一側面によるアルミニウム－鉄系めっき鋼板は、熱間圧延または冷間圧延された素地鋼板の表面に重量％で、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウムめっき浴を用い、片面当たり４０～１００ｇ／ｍ２のめっき量で溶融アルミニウムめっきを行い、めっき工程に連続して初期冷却した後、すぐに熱処理するオンライン（ｏｎ－ｌｉｎｅ）合金化処理を行うことで得られる。
アルミニウムめっき鋼板を得る段階
本発明の一実施形態では、素地鋼板を用意し、上記素地鋼板を重量％で、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウムめっき浴に浸漬して素地鋼板の表面に片面当たり４０～１００ｇ／ｍ２のめっき量でアルミニウムをめっきすることで、アルミニウムめっき鋼板を得ることができる。また、選択的にめっき前の鋼板に対して焼鈍処理を行うこともできる。
上記Ｓｉは、めっき層内でＦｅとの合金化を均一にする役割を果たす元素であって、上記効果を得るためには、少なくとも７％以上含むことができる。但し、ＳｉはＦｅの拡散を抑制する役割を果たすため、１５％を超えて含有する場合、合金化速度が低下して十分な合金化を得ることが難しい。したがって、本発明において、めっき浴に含まれるＳｉ含有量は７～１５％に制限することができ、７～１４％であることが好ましく、７．５～１３．１％であることがより好ましい。
一方、上記Ｍｇは、アルミニウム－鉄系めっき鋼板の耐食性を向上させる役割を果たし、合金化速度を増加させる役割も果たす。十分な合金化速度を確保するためには、少なくとも１．１％以上で含まれる必要がある。但し、上記Ｍｇが１５％を超えて含まれると、溶接性及び塗装性が劣化する問題が生じるおそれがある。したがって、本発明において、アルミニウムめっき浴に含まれるＭｇ含有量を１．１～１１％に制限することができ、１．５～１０．５％であることが好ましく、２～７％であることがより好ましい。
上記アルミニウムめっき時のめっき量は、片面当たり４０～１００ｇ／ｍ２であることができる。めっき量が４０ｇ／ｍ２未満であると、耐食性が非常に劣化し、これに対し、１００ｇ／ｍ２を超えると、溶接性が低下する問題が生じる。したがって、本発明において、アルミニウムめっき時のめっき量は片面当たり４０～１００ｇ／ｍ２に制限することが好ましい。一方、上記アルミニウムめっき時のめっき量は片面当たり５５～１００ｇ／ｍ２であることがより好ましい。
初期冷却段階
上記アルミニウムめっき後、６４０℃以上まで０．１～５℃／秒の冷却速度で初期冷却を行うことができる。また、好ましくは、上記初期冷却はアルミニウムめっき後、６４０℃以上６８０℃以下の温度範囲で行うことができ、上記冷却速度は１～４℃／秒であることができる。
本発明において、アルミニウムめっき後の初期冷却は、めっき表面に合金化及び／または熱間プレス成形時のＭｇ含有量を適正化することで、目的とする耐食性及びスポット溶接性を確保することができるという点で重要である。初期冷却終了温度が６４０℃未満であると、後続のオンライン合金化熱処理で合金化のために、より多くの出力を加える必要があるため、設備の負荷が発生するおそれがあるという問題がある。
一方、冷却速度が０．１℃／秒未満であると、めっき表面に凝固層が十分に生成されず、オンライン合金化の際、Ｍｇが表面に過度に拡散して熱間成形の部材のスポット溶接性を劣化させる可能性がある。これに対し、冷却速度が５℃／秒を超えると、過度にめっき層が冷却され、合金化のための所定温度を確保するために設備の負荷及び時間が長くなって、生産性を阻害するおそれがある。
アルミニウムパウダーを噴射する段階
上記初期冷却後、必要に応じて、上記アルミニウムめっき鋼板の表面にアルミニウムパウダーを噴射することができる。アルミニウムパウダーは、表面を局部的に冷却させるだけでなく、表面のスパングル（ｓｐａｎｇｌｅ）を微細化することができる。この時、アルミニウムパウダーによって局部的に表面だけが冷却されると、この後のオンライン合金化過程でめっき層にあるＭｇが表面に拡散することをより抑制して、熱間プレス成形後、Ｍｇが表面に拡散して生成されるＭｇ酸化物を減らすことができ、スポット溶接性を向上させることができる。また、表面のスパングルを微細化することで、熱間プレス成形後の表面を均一に生成させることができる利点がある。
上記アルミニウムパウダーの平均粒径は、５～４０μｍであることができ、１０～３０μｍであることがより好ましく、１０～２５μｍであることが一層好ましい。上記アルミニウムパウダーの平均粒径が５μｍ未満であると、表面の冷却及びスパングル微細化の効果に劣り、これに対し、平均粒径が４０μｍを超えると、めっき層に十分溶解されず、表面に残存して表面品質の問題を引き起こすおそれがある。
本発明において、アルミニウムパウダーの噴射量は、パウダー噴射後の表面温度が６４０℃未満に低下しない条件を満たす限度内で決定されることができる。パウダー噴射後の鋼板表面温度が６４０℃未満に低下すると、後続のオンライン合金化熱処理における合金化のために、より多くの出力を加える必要があるため、設備に負荷が発生するおそれがある。アルミニウムパウダーの噴射量は、鋼板表面温度と関連があるが、上記鋼板表面温度は、実施時の工程条件、設備、環境条件などによって大きく異なる可能性があるため、一律に定めることができない。したがって、アルミニウムパウダー噴射量は、上記条件を満たせばよく、その具体的な噴射量の範囲は、特に限定しなくてもよい。但し、非限定的な一実施形態として上記アルミニウムパウダーはアルミニウムめっき鋼板の１ｍ２当たり０．０１～１０ｇの範囲内で噴射することができる。
合金化熱処理してアルミニウム－鉄系めっき鋼板を得る段階
上記初期冷却後及び／または上記アルミニウムパウダーを噴射した後、すぐに連続して熱処理するオンライン（ｏｎ－ｌｉｎｅ）合金化処理を行うことができる。また、合金化熱処理時の加熱温度範囲は、６７０～９００℃であることができ、維持時間は１～２０秒であることができる。一方、より好ましくは、上記加熱温度範囲は６８０～８８０℃であることができ、上記維持時間は１～１０秒であることができる。
本発明において、オンライン合金化処理は、図１に示された概略図から分かるとおり、溶融アルミニウムめっき後に昇温して熱処理する工程を意味する。本発明によるオンライン合金化熱処理方式では、溶融アルミニウムめっき後のめっき層が冷却されて固まる前に合金化のための熱処理が開始されるため、別の昇温過程が必要なく、短い時間で合金化が可能である。但し、従来公知のアルミニウムめっき鋼板のめっき層の成分系では、合金化の速度が遅くて、短い時間内に十分に合金化を完了させることができなかったため、めっき後すぐに熱処理するオンライン（ｏｎ－ｌｉｎｅ）合金化方法を適用することが難しかった。しかし、本発明では、合金化速度に影響を与えるめっき浴成分、特にＳｉ及びＭｇの含有量を制御することでめっき層の合金化速度を増加させたため、１～２０秒の短い熱処理時間にも関わらず、アルミニウムめっき層の合金化を効果的に完了することができる。
上記加熱温度は、熱処理される鋼板の表面温度を基準とする。加熱温度が６７０℃未満であると、合金化が不十分になる問題が生じるおそれがあり、これに対し、加熱温度が９００℃を超えると、合金化の後に冷却させ難く、冷却速度を速くする場合は、素地鋼板の強度が非常に高くなる問題が生じるおそれがある。したがって、合金化熱処理時の加熱温度は、６７０～９００℃に制限することが好ましく、７００～８００℃であることがより好ましい。
一方、合金化熱処理時の維持時間は、１～２０秒に制限することができる。本発明における維持時間は、鋼板で上記加熱温度（偏差±１０℃を含む）が維持される時間を意味する。上記維持時間が１秒未満であると、加熱時間が短すぎて、十分な合金化が行われない。これに対し、上記維持時間が２０秒を超えると、生産性が低下しすぎる問題が生じるおそれがある。したがって、合金化熱処理時の維持時間は、１～２０秒に制限することが好ましく、１～１０秒であることがより好ましい。
合金化熱処理によるめっき層の合金化は、熱処理温度及び維持時間に依存するが、同時にアルミニウムめっき層に含まれたＳｉ及びＭｇの含有量にも影響を受ける。アルミニウムめっき層内に含まれたＳｉが少ないほど、且つＭｇが多いほど、合金化速度が増加するようになるため、合金化する領域の厚さも厚くなることがある。本発明のように、めっき段階に連続してオンライン熱処理を行う場合、箱焼鈍（ＢＡＦ）方式に比べて熱処理時間が比較的非常に短いため、その工程条件を細かく制御しないと、十分に合金化しためっき層を得ることができない。したがって、本発明者はＳｉ及びＭｇの含有量及び熱処理条件を適宜制御することで、１～２０秒の短い熱処理時間にも関わらず、十分に合金化しためっき層を効果的に得ることができる。
上述のとおり、合金化を完了してから、熱間プレス成形を行い、成形部材として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、例えば、本発明によるアルミニウム－鉄系めっき鋼板を８８０～９５０℃の温度範囲で３～１０分加熱した後、プレス（ｐｒｅｓｓ）を用いて、上記加熱された鋼板を所望する形状に熱間成形することができるが、これに限定されるものではない。また、熱間プレス成形部材の素地鋼板の組成は、上述したアルミニウム－鉄系合金めっき鋼板の素地鋼板の組成と同一であることができる。
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、素地鋼板に下記表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、上記素地鋼板表面に、下記表２に示しためっき浴組成及びめっき浴温度６６０℃でアルミニウムめっきを実施した。以後、下記表２に示した初期冷却及び合金化熱処理条件で初期冷却及び合金化熱処理を実施した。めっき層の剥離有無は６０ｍｍ×６０ｍｍ試験片を直径が５ｍｍであるパンチを用いて３点曲げ試験をし、曲げ角度が３０度であるとき、めっき層の剥離が発生する場合を×、発生しない場合を〇と表示した。また、表面スパングルの判定は、直径が５ｍｍ以上である場合を×、５ｍｍ未満である場合を〇と表示した。
Figure 2022513647000002
Figure 2022513647000003
以後、それぞれのアルミニウム－鉄系めっき鋼板について大気雰囲気において、９３０℃で６分間鋼板を加熱した後、熱間プレス成形を行って熱間プレス成形部材を得た。その後、上記部材のめっき層構造及びＧＤＳ（米国ＬＥＣＯ社ＧＤＳ ８５０Ａを使用）を観察し、耐食性及びスポット溶接性を測定して下記表３に示した。耐食性は上記部材をリン酸塩処理及び塗装後のクロスカット（ｃｒｏｓｓｃｕｔ）を入れた後、ＣＣＴ ５２ ｃｙｃｌｅ後にブリスター（ｂｌｉｓｔｅｒ）の幅を測定し、スポット溶接性はＩＳＯ １８２７８に基づいて評価し、電流範囲を分析した。耐食性の場合、ブリスター（ｂｌｉｓｔｅｒ）の幅が２．５ｍｍ以上、スポット溶接性の場合、スポット溶接の電流範囲が１ｋＡ未満であると劣化したものと判断した。
Figure 2022513647000004
上記表１～３から分かるとおり、発明例１～９は、本発明で提示するめっき浴成分、めっき層の厚さ、表面のＭｇ及びＯの含有量、及びアルミニウム層の割合と合金化熱処理条件をすべて満たし、ブリスター（ｂｌｉｓｔｅｒ）の幅が２．０ｍｍ以下であり、スポット溶接の電流範囲が１．０ｋＡ以上を満たして耐食性及びスポット溶接性に優れたことが確認できる。
しかし、比較例１、２、及び６は、合金化熱処理温度が６７０℃未満である場合であって、合金化が十分に起こらず、合金化層の厚さの割合が９０％未満、すなわち、アルミニウム層の割合が１０％以上になってめっき層の剥離が観察された。
比較例３及び８は、めっき層を厚く形成し、９００℃を超えた温度で合金化熱処理を行った場合であって、表面スパングルの直径が５ｍｍ以上になって表面品質が劣化した。
比較例４は、合金化熱処理を行わず、合金化層の厚さの割合が１３％と合金化層の形成が僅かであってめっき層の剥離が発生し、熱間プレス成形後の表面側のＭｇ含有量が５ｗｔ％未満となって耐食性が劣化した。
一方、比較例５、７は、合金化熱処理時の維持時間が本発明の範囲から外れた場合であって、比較例５の場合、熱処理時間が非常に短く、めっき層が十分に合金化できず、これに伴い、めっき層が剥離されるだけでなく、耐食性が低下した。また、比較例７の場合、めっき層を厚さ４０．８μｍと厚く形成して、２５秒の長い熱処理時間を適用した結果、耐食性が劣化したことが確認できた。
比較例９～１１は、アルミニウムめっき浴の成分のうち、Ｓｉ及び／またはＭｇの含有量が本発明の条件を満たしていない実施例である。まず、比較例９は、Ｓｉ及びＭｇの含有量のすべてを満たしていない場合であって、十分な合金化速度を確保できず、合金化層の割合が小さく、これに伴い、Ｍｇ含有量が少なく、熱間プレス成形後の表面に十分なＭｇが濃化できず、耐食性が劣化した。また、めっき層の剥離及び表面スパングルの発生も確認できた。一方、比較例１０は、Ｍｇ含有量が過多な場合であって、めっき鋼板の表面にＭｇが必要以上に濃化してスポット溶接性が低下した。また、比較例１１は、Ｓｉ含有量が過度に添加された場合であって、合金化速度が低下して合金化層の割合が小さくなり、その結果、めっき層の剥離が観察された。
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。
１ 熱処理炉
２ アルミニウムめっき浴
３ 初期冷却装置
４ アルミニウムパウダー噴射装置
５ 合金化熱処理装置

Claims (11)

  1. 熱間プレス成形に用いられるアルミニウム－鉄系めっき鋼板であって、
    素地鋼板；及び前記素地鋼板の表面に形成されためっき層を含み、
    前記めっき層は、
    前記素地鋼板の表面に形成され、Ｆｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）、Ｆｅ２Ａｌ５及びＦｅＡｌ３のいずれか一つ以上を含む合金化層；及び前記合金化層上に形成され、厚さが前記めっき層の厚さの１０％未満であるアルミニウム層；を含み、
    前記めっき層の厚さは２０～３５μｍであり、
    前記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定したＭｇが１～２０重量％であり、
    前記めっき層の表面から０．１μｍの深さでＧＤＳを用いて測定した酸素が１０重量％以下である、アルミニウム－鉄系めっき鋼板。
  2. 前記めっき層は、重量％で、前記素地鋼板から拡散したＦｅ含有量を除いた合金組成を１００％とするとき、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含む、請求項１に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板。
  3. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．０１～１０％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む、請求項１に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板。
  4. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷからなる群から選択された１種以上の合計：０．０１～４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶからなる群から１種以上の合計：０．００１～０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１～１．０％及びＢ：０．０００１～０．０１％のうち一つ以上をさらに含む、請求項３に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板。
  5. 請求項１から４のいずれか一項に記載のアルミニウム－鉄系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。
  6. 前記熱間プレス成形部材のスポット溶接の電流範囲が１ｋＡ以上である、請求項５に記載の熱間プレス成形部材。
  7. 熱間プレス成形に用いられるアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法であって、
    素地鋼板を用意する段階；
    前記素地鋼板を、重量％で、Ｓｉ：７～１５％、Ｍｇ：１．１～１５％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウムめっき浴に浸漬して片面当たり４０～１００ｇ／ｍ２のめっき量でめっき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の直後、６４０℃以上の温度まで０．１～５℃／秒の冷却速度で初期冷却を行う段階；及び
    前記初期冷却後に連続して６７０～９００℃の加熱温度範囲で１～２０秒維持して熱処理するオンライン（ｏｎ－ｌｉｎｅ）合金化によってアルミニウム－鉄系めっき鋼板を得る段階；
    を含む、アルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記初期冷却後に前記アルミニウムめっき鋼板の表面にアルミニウムパウダーを噴射する段階をさらに含む、請求項７に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記アルミニウムパウダーの平均粒径は、５～４０μｍである、請求項８に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．０１～１０％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む、請求項７に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法。
  11. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷからなる群から選択された１種以上の合計：０．０１～４．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶからなる群から１種以上の合計：０．００１～０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｓｂ＋Ｓｎ：０．００１～１．０％及びＢ：０．０００１～０．０１％のうち一つ以上をさらに含む、請求項１０に記載のアルミニウム－鉄系めっき鋼板の製造方法。
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