JP2024041853A - アルミニウム合金めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】表面品質及び溶接性に優れたアルミニウム合金めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供する。【解決手段】素地鋼板；及び素地鋼板上に形成されたアルミニウム合金めっき層；を含み、上記アルミニウム合金めっき層は、重量％で、Ｚｎ：２１～３５％、Ｓｉ：１～６．９％、Ｆｅ：２～１２％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含む。【選択図】なし

Description

本発明は、アルミニウム合金めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法に関する
ものであって、より詳細には、自動車用鋼板に好ましく適用できる表面品質及び溶接性に
優れたアルミニウム合金めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法に関するもので
ある。

アルミニウムめっき鋼板は、犠牲防食性がなく、スクラッチ等による耐食性に劣る。ま
た、アルミニウムめっき鋼板を製造する際には、めっき浴の融点が高く、生産時にめっき
浴に浸漬されているシンクロール（Ｓｉｎｋ ｒｏｌｌ）などの設備がめっき浴に浸食さ
れ、設備の交換サイクルが短く、生産性が低下する。

一方、亜鉛系めっき鋼板は、耐食性には優れているが、熱間プレス成形後にはめっき層
の表面に亜鉛酸化物が厚く形成され、溶接性に極めて劣る。さらに、溶接のためには、め
っき層の酸化物を除去するためのショットブラスト（Ｓｈｏｔ ｂｌａｓｔｉｎｇ）など
の二次加工が必要である。

本発明の一態様は、表面品質及び溶接性に優れたアルミニウム合金めっき鋼板、熱間成
形部材及びこれらの製造方法を提供することである。

本発明の一実施形態は、素地鋼板；及び上記素地鋼板上に形成されたアルミニウム合金
めっき層；を含み、上記アルミニウム合金めっき層は、重量％で、Ｚｎ：２１～３５％、
Ｓｉ：１～６．９％、Ｆｅ：２～１２％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアル
ミニウム合金めっき鋼板を提供する。

本発明の他の実施形態は、素地鋼板；及び上記素地鋼板上に形成されたアルミニウム合
金めっき層；を含み、上記アルミニウム合金めっき層は、重量％で、Ｚｎ：２１～３５％
、Ｓｉ：１～６．９％、Ｆｅ：２～１２％、Ｍｇ：１．２％以下（０％を含む）、残部Ａ
ｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウム合金めっき鋼板を熱間成形して得られる
熱間成形部材であって、面積％で、マルテンサイト：９０％以上と、残部フェライト、ベ
イナイトのうち１種以上を含む微細組織を有する熱間成形部材を提供する。

本発明のさらに他の実施形態は、素地鋼板を準備する段階；及び上記素地鋼板を５８０
～６８０℃のめっき浴に浸漬して、上記素地鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層を形
成させる段階；を含み、上記めっき浴は、重量％で、Ｚｎ：２３～４０％、Ｓｉ：１～８
％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウム合金めっき鋼板の製造方法を
提供する。

本発明のさらに他の実施形態は、上述したアルミニウム合金めっき鋼板の製造方法によ
り得られたアルミニウム合金めっき鋼板をＡｃ３温度以上に加熱する段階；上記加熱され
たアルミニウム合金めっき鋼板を金型を用いて熱間成形して熱間成形部材を得る段階；及
び上記成形部材を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階を含む熱間成形部材の製造方
法を提供する。

本発明の一態様によると、表面品質及び溶接性に優れたアルミニウム合金めっき鋼板、
熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供することができる。

以下、本発明の一実施形態によるアルミニウム合金めっき鋼板について説明する。本発
明の一実施形態によるアルミニウム合金めっき鋼板は、素地鋼板；及び上記素地鋼板上に
形成されたアルミニウム合金めっき層；を含む。

本発明では、上記素地鋼板の種類やその含量について特に限定しないが、例えば、その
種類としては、熱延鋼板、熱延酸洗鋼板、冷延鋼板等を用いることができ、その含量とし
ては、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３９％、Ｍｎ：０．５～３％、Ｂ：０．０１％以下
（０％を含む）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純
物を含むものであってもよい。さらに、本発明の素地鋼板は、当該技術分野において通常
用いられる含量範囲でＳｉやＣｒなどをさらに含むことができる。

Ｃ：０．１５～０．３９％
上記Ｃは、素材の強度と硬度を高め、高温に加熱されたブランク状態でオーステナイト
がフェライトとパーライトに変態することを抑制する効果を有し、熱間プレス成形時に強
度確保に役立つ。また、マルテンサイト変態開始温度を下げる効果を有するため金型の冷
却効率にも役立つ。このような効果のために、上記Ｃの含量は０．１５％以上であること
が好ましい。しかし、Ｃの含量が０．３９％を超える場合には、溶接性を阻害する要因と
なり、最終製品の延性を阻害する。したがって、上記Ｃの含量は０．１５～０．３９％の
範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含量の下限は０．１７％であることがより好ましく
、０．１９％であることがさらに好ましく、０．２１％であることが最も好ましい。上記
Ｃ含量の上限は０．３７％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好
ましく、０．３３％であることが最も好ましい。

Ｍｎ：０．５～３％
上記Ｍｎは、素地鋼板の硬化能を確保し、オーステナイト変態温度を下げる効果があり
、熱間プレス成形中に炉（ｆｕｒｎａｃｅ）の温度を下げることができる。また、ベイナ
イトの形成を抑制して熱間プレス成形の後、最終製品の組織をマルテンサイトに形成され
やすくして強度を向上させる上で利点がある。さらに、マルテンサイト変態開始温度（Ｍ
ｓ）温度を下げることができる。上記Ｍｎの含量が０．５％未満の場合には、一般的な炉
（ｆｕｒｎａｃｅ）加熱中に十分なオーステナイト分率を得ることが難しいため、熱間プ
レス成形後に硬化能が弱くなり十分な強度確保が難しく、３％を超える場合には、熱間プ
レス加工中に焼入れ過程で素材にクラックが発生する恐れがある。したがって、上記Ｍｎ
の含量は０．５～３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は０．８％で
あることがより好ましく、１．０％であることがさらに好ましく、１．２％であることが
最も好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は２．５％であることがより好ましく、２．０％であ
ることがさらに好ましく、１．８％であることが最も好ましい。

Ｂ：０．０１％以下（０％を含む）
上記Ｂは硬化能を効果的に確保するための元素である。Ｂは、非常に少量でも強度を高
めることができ、フェライトとパーライトの形成を抑制して、熱間プレス成形中、冷却時
にマルテンサイト分率を高めることができる効果を有する。しかし、上記Ｂの含量が０．
０１％を超える場合には、めっき過程のための焼鈍過程中にボロンが表面濃化して酸化物
を形成し、めっき浴に対して濡れ性が低下するようになり、未めっきが発生しやすく、表
面品質に劣るという欠点がある。したがって、上記Ｂの含量は０．０１％以下の範囲を有
することが好ましい。上記Ｂ含量の下限は０．０００５％（５ｐｐｍ）であることがより
好ましく、０．００１０（１０ｐｐｍ）％であることがさらに好ましく、０．００１５％
（１５ｐｐｍ）であることが最も好ましい。上記Ｂ含量の上限は０．００８％（８０ｐｐ
ｍ）であることがより好ましく、０．００５％（５０ｐｐｍ）であることがさらに好まし
い。

Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して窒化物を形成し、ＢＮ形成による焼入れ性の
低下を抑制する効果を有する。また、Ｔｉは、熱間プレス成形のための加熱時にオーステ
ナイトを微細化し、鋼板の靭性等を高める役割を果たす。しかし、上記Ｔｉの含量が０．
１％を超える場合には、上記効果が飽和するだけでなく、Ｔｉ窒化物が過度に析出して鋼
の靭性を低下させる。したがって、上記Ｔｉの含量は０．１％以下の範囲を有することが
好ましい。一方、上記Ｔｉは０．０１％以上含まれることがより好ましい。

上記アルミニウム合金めっき層は、重量％で、Ｚｎ：２１～３５％、Ｓｉ：１～６．９
％、Ｆｅ：２～１２％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むことが好ましい。

通常、アルミニウムめっき鋼板は基本的な犠牲防食性がないため、亜鉛を添加すること
により耐食性を向上させることができ、めっき浴の融点を下げる役割を果たす。上記Ｚｎ
の含量は２１～３５％であることが好ましいが、２１％未満の場合には、耐食性が十分に
確保されないという欠点があり、３５％を超える場合には、めっき浴の融点は低くなり、
Ｚｎの含量は相対的に高くなるため、Ｚｎが気化して蒸発するという欠点があるだけでな
く、上記蒸発されたＺｎはスナウト内に付着してＺｎアッシュ（ａｓｈ）を形成するよう
になる。このようなＺｎアッシュは、めっき中に素地鋼板の表面に付着して深刻な表面品
質を誘発する。したがって、上記Ｚｎの含量は２１～３５％の範囲を有することが好まし
い。上記Ｚｎ含量の下限は２２％であることがより好ましく、２４％超であることがさら
に好ましく、２５％であることが最も好ましい。上記Ｚｎ含量の上限は３４％であること
がより好ましく、３３％であることがさらに好ましく、３２％であることが最も好ましい
。

ケイ素は、めっき浴のアルミニウムと素地鋼板の鉄が反応して生成される金属間化合物
層の過度な形成を抑制するだけでなく、めっき浴の融点を下げる役割を果たす。上記Ｓｉ
の含量は１～６．９％であることが好ましいが、１％未満の場合には、Ｓｉによる合金化
反応の抑制効果が起こらず、アルミニウムが素地鉄に拡散したアルミニウム拡散層が素地
鉄に厚く形成されて溶接性を低下させる。また、素地鉄とめっき層との界面が不均一に形
成され、めっき表面にまで影響を及ぼし、表面品質を低下させる。ケイ素の含量が多い場
合には、めっき浴の融点を高めて表面欠陥を誘発させる。亜鉛が３０％含有されたアルミ
ニウムめっき浴においてＳｉとＡｌの共晶点は６．９％であって、上記Ｓｉの含量が６．
９％を超える場合には、亜鉛を含むＡｌ－Ｓｉ共晶相組成を超えてＳｉが増加するほど、
めっき浴の融点が急速に高くなり、めっき浴の温度が高くなると、めっき浴のアッシュ発
生量が急増するという問題点がある。また、６．９％を超えると、めっき浴から出た素地
鋼板の表面で凝固を開始するめっき層内にＡｌではなくＳｉが先に析出するようになり、
めっき層の表面が不均一になる。したがって、上記Ｓｉの含量は１～６．９％の範囲を有
することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は１．１％であることがより好ましく、１．５
％であることがさらに好ましく、２％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は
６．５％であることがより好ましく、６．０％であることがさらに好ましく、５．０％未
満であることが最も好ましい。

上記めっき層におけるＦｅの含量は２～１２％であることが好ましいが、２％未満の場
合には、めっき浴のＡｌと素地鉄のＦｅが素地鉄の表面において均一な合金相ではなく、
不均一なＡｌ－Ｆｅ合金相が形成、又は合金相が形成されないため、このような不均一な
合金相によりめっき表面が粗くなり、めっき欠陥が多くなるという欠点がある。１２％を
超える場合には、過度なＡｌ－Ｆｅ合金層が形成され、延性の小さい表面合金相によりめ
っき層の剥離が発生する恐れがある。また、めっき時に生じた過度な合金相は、熱間プレ
ス成形時に行われる熱処理工程においてＦｅの拡散を抑制する役割を果たし、めっき層が
液相状態で長く残り、加熱炉内で焼着問題を発生させる。したがって、上記Ｆｅの含量は
２～１２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｆｅ含量の下限は３％であることがより
好ましく、４％であることがさらに好ましく、５％超であることが最も好ましい。上記Ｆ
ｅ含量の上限は１２％であることがより好ましく、１１．５％であることがさらに好まし
く、１１％であることが最も好ましい。一方、上記Ｆｅはめっき浴内には含まれていない
が、めっき時に素地鋼板に存在するＦｅがめっき浴に溶出するため、アルミニウム合金め
っき層に含まれることができる。

一方、上記アルミニウム合金めっき層は、耐食性向上のために、選択的にＭｇ：１．４
％以下をさらに含むことができる。上記Ｍｇは、腐食環境で亜鉛酸化物がさらに分解され
ることを抑制するバッファーの役割を果たし、耐食性を向上させる。したがって、上記Ｍ
ｇの含量は１．４％以下の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｍｇの含量が１．４
％を超える場合には、溶接性が低下する可能性が高くなる。上記Ｍｇ含量の下限は０．０
５％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましく、０．１５％であ
ることが最も好ましい。上記Ｍｇ含量の上限は１．２％であることがより好ましく、１．
０％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。

また、上記アルミニウム合金めっき層は、Ａｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）が１．３～２．６であ
ってもよい。上記Ａｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）の制御は、溶接性及び耐食性を確保するためのも
のである。亜鉛は添加されると、耐食性を向上させるが、過剰な場合、熱間プレス工程後
に表面に亜鉛酸化物を形成して溶接性を阻害する。ケイ素の場合は、含量が低いと、アル
ミニウム拡散層が厚く形成され、溶接性が低下し、共融点以上添加される場合はめっき浴
の融点を上昇させるようになる。上記Ａｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）が１．３未満の場合には溶接
性に劣るという欠点があり、２．６を超える場合には、マグネシウムを添加しないと、耐
食性に劣るという欠点が生じる。したがって、上記Ａｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）は１．３～２．
６の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）の下限は１．３５であるこ
とがより好ましく、１．４０であることがさらに好ましく、１．４５であることが最も好
ましい。上記Ａｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）の上限は２．５５であることがより好ましく、２．５
であることがさらに好ましく、２．４５であることが最も好ましい。一方、上記Ａｌ、Ｚ
ｎ及びＳｉの含量単位は重量％である。

上述のように提供される本発明のアルミニウム合金めっき鋼板は、基本的に耐食性に優
れるだけでなく、表面品質及び溶接性にも優れたレベルとして確保することができる。

以下では、本発明の一実施形態による熱間成形部材について説明する。本発明の一実施
形態による熱間成形部材は、上述した特徴を有するアルミニウム合金めっき鋼板を熱間成
形して得られる熱間成形部材であって、面積％で、マルテンサイト：９０％以上と、残部
フェライト、ベイナイトのうち１種以上を含む微細組織を有することが好ましい。上記マ
ルテンサイトは強度確保に非常に有利な組織であって、本発明では、その分率を９０％以
上となるように制御する。上記マルテンサイトの分率が９０％未満の場合には、十分な強
度を確保することが困難である。したがって、上記マルテンサイトの分率は９０％以上で
あることが好ましい。上記マルテンサイトの分率は９３％以上であることがより好ましく
、９５％以上であることがさらに好ましく、９７％であることが最も好ましい。一方、強
度確保の観点から、上記マルテンサイトは１００％であることが最も好ましいが、製造工
程上、不可避にフェライト、ベイナイト等の微細組織が不純組織として形成されることが
ある。

上述のように提供される本発明の熱間成形部材は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であ
って、非常に優れた強度を確保することができる。

以下では、本発明の一実施形態によるアルミニウム合金めっき鋼板の製造方法について
説明する。まず、素地鋼板を準備する。上記素地鋼板を準備するとき、オイル等、鋼板の
表面に付いている不純物を除去することにより、上記素地鋼板の表面清浄化のために、脱
脂、洗浄又は酸洗工程を行うことができる。

その後、上記素地鋼板を６５０～８５０℃で熱処理することができる。上記熱処理は、
再結晶以上の温度で実施し、連続めっき工程で素材の加工硬化を防止し、素地鋼板をめっ
き浴より高い温度に維持してめっき性を向上させるためのものである。上記熱処理温度が
６５０℃未満の場合には、連続工程のようなロールを通過する際に加工硬化による素材変
形及び蛇行が発生し得るという欠点があり、８５０℃を超える場合には、素地内に存在す
るＭｎ及びＳｉが素地の表面に濃化して酸化物を形成し、めっき性を低下させるという欠
点がある。したがって、上記熱処理温度は６５０～８５０℃であることが好ましい。上記
熱処理温度の下限は６８０℃であることがより好ましく、７００℃であることがさらに好
ましく、７３０℃であることが最も好ましい。上記熱処理温度の上限は８５０℃であるこ
とがより好ましく、８３０℃であることがさらに好ましく、８１０℃であることが最も好
ましい。

上記熱処理は、体積％で、２５％以下（０％を含む）の水素ガス及び残部窒素ガスで構
成される還元性雰囲気で行うことができる。高純度の窒素ガスを使用しない場合、熱処理
炉内の還元性雰囲気が維持されにくく、素地鋼板の表面清浄化が困難になる可能性がある
が、この場合、水素ガスを添加すると、熱処理炉内の露点を下げることができ、還元性雰
囲気を維持して素地鉄のさらなる酸化を防止し、素地の表面を清浄化することができる。
但し、上記水素ガスの分率が２５％を超える場合には、大気に漏出されたとき、酸素との
接触により熱処理炉が爆発する危険性がある。上記水素ガス含量の上限は２０％であるこ
とがより好ましく、１５％であることがさらに好ましく、１０％であることが最も好まし
い。一方、上記水素ガス含量の下限は０．５％であることがより好ましく、１％であるこ
とがさらに好ましく、２％であることが最も好ましい。

その後、上記素地鋼板を５６０～６８０℃のめっき浴に浸漬して、上記素地鋼板の表面
にアルミニウム合金めっき層を形成させる。上記めっき浴の温度が５６０℃未満の場合に
は、めっき浴の温度が低く粘性が増加し、めっき浴内に浸漬されているシンクロール等の
設備を駆動することが難しくなり、これにより操業性に劣るという欠点がある。６８０℃
を超える場合には、亜鉛が含まれためっき浴のため、アッシュによる製品の表面品質の低
下を誘発するだけでなく、シンクロール等の設備がめっき浴により急速に浸食し、設備の
交換サイクルが短くなるという欠点がある。したがって、上記めっき浴の温度は５６０～
６８０℃であることが好ましい。上記めっき浴の温度の下限は５６５℃であることがより
好ましく、５７０℃であることがさらに好ましく、５７５℃であることが最も好ましい。
上記めっき浴の温度の上限は６７５℃であることがより好ましく、６６５℃であることが
さらに好ましく、６５０℃であることが最も好ましい。

このとき、上記めっき浴は、重量％で、Ｚｎ：２３～４０％、Ｓｉ：１～８％、残部Ａ
ｌ及びその他の不可避不純物を含むことが好ましい。

上記Ｚｎの含量は２３～４０％であることが好ましいが、２３％未満の場合には、耐食
性が十分に確保されないという欠点があり、４０％を超える場合には、めっき浴の融点が
低くなることによって、Ｚｎが気化して蒸発するという欠点があるだけでなく、上記蒸発
したＺｎはスナウト内に付着してＺｎアッシュ（ａｓｈ）を形成し、このようなＺｎアッ
シュはめっき中に素地鋼板の表面に付着して深刻な表面品質を誘発させる。したがって、
上記Ｚｎの含量は２３～４０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｚｎ含量の下限は２
４％であることがより好ましく、２５％であることがさらに好ましく、２６％であること
が最も好ましい。上記Ｚｎ含量の上限は３９％であることがより好ましく、３８％である
ことがさらに好ましく、３７％であることが最も好ましい。一方、上記めっき浴内のＺｎ
含量は、アルミニウム合金めっき層に含まれるＺｎ含量に対して高いレベルであるが、こ
れは、アルミニウム合金めっき層に、めっき浴内のＺｎの代わりに素地鋼板から溶出した
Ｆｅが含まれるためである。すなわち、本発明が提案するレベルのアルミニウム合金めっ
き層内のＺｎ含量を満たすためには、めっき浴内のＺｎ含量がアルミニウム合金めっき層
内のＺｎ含量より高いレベルである必要がある。

上記Ｓｉの含量は１～６．９％であることが好ましいが、１％未満の場合には、Ｓｉに
よる合金化反応の抑制効果が起こらず、アルミニウムが素地鉄に拡散したアルミニウム拡
散層が素地鉄に厚く形成されて溶接性を低下させる。また、素地鉄とめっき層との界面が
不均一に形成され、めっき表面にまで影響を及ぼし、表面品質を低下させる。ケイ素の含
量が多い場合には、めっき浴の融点を高めて表面欠陥を誘発させる。亜鉛が３０％含有さ
れたアルミニウムめっき浴においてＳｉとＡｌの共融点は６．９％であって、上記Ｓｉの
含量が６．９％を超える場合には、亜鉛を含むＡｌ－Ｓｉ共融相組成を超えてＳｉが増加
するほど、めっき浴の融点が急速に高くなり、めっき浴の温度が高くなると、めっき浴の
アッシュ発生量が急増するという問題点がある。また、６．９％を超えると、めっき浴か
ら出た素地鋼板の表面で凝固を開始するめっき層内にＡｌではなくＳｉが先に析出するよ
うになり、めっき層の表面が不均一になる。したがって、上記Ｓｉの含量は１～６．９％
の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は１．１％であることがより好まし
く、１．５％であることがさらに好ましく、２％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含
量の上限は６．５％であることがより好ましく、６．０％であることがさらに好ましく、
５．０％未満であることが最も好ましい。

一方、上記めっき浴は、耐食性向上のために、選択的にＭｇ：１．４％以下をさらに含
むことができる。上記Ｍｇは、腐食環境において亜鉛酸化物がさらに分解されることを抑
制するバッファーの役割を果たし、耐食性を向上させる。したがって、上記Ｍｇの含量は
１．４％以下の範囲を有することが好ましい。一方、上記Ｍｇの含量が１．４％を超える
場合には、溶接性が低下する可能性が高くなる。上記Ｍｇ含量の下限は０．０５％である
ことがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましく、０．１５％であることが最
も好ましい。上記Ｍｇ含量の上限は１．２％であることがより好ましく、１．０％である
ことがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。

上記めっき浴の温度は、めっき液の融点＋２０℃～めっき液の融点＋８０℃であること
が好ましい。このように、めっき浴の温度をめっき液の融点より２０～８０℃高く管理す
ることにより、めっき浴内のシンクロールの駆動性を向上させることができる。通常的に
、めっき液の粘度はめっき浴の温度と反比例関係を有し、温度が高くなるほど粘度が低下
してめっき作業性が良くなる。万一、上記めっき浴の温度がめっき液の温度＋２０℃未満
の場合には、シンクロールの駆動性が劣り、ロールのテンション（ｔｅｎｓｉｏｎ）管理
が難しく、シンクロールの振動等による製品の表面欠陥が発生する可能性がある。これに
対し、めっき液の温度＋８０℃を超える場合には、亜鉛の蒸発による表面欠陥が発生する
可能性があり、高温により機器設備が劣化する可能性がある。

上記素地鋼板をめっき浴に浸漬するとき、上記素地鋼板のめっき浴の引き込み温度は、
めっき浴の温度＋５℃～めっき浴の温度＋５０℃であってもよい。このように、素地鋼板
のめっき浴の引き込み温度をめっき浴の温度より５～５０℃高く管理することにより、め
っき浴の温度の低下を防止することができる。万一、上記素地鋼板のめっき浴への引入温
度がめっき浴の温度＋５℃未満である場合には、めっき浴と素地鉄の合金化反応が遅れて
めっき密着性に劣る恐れがあるという欠点があり、めっき浴の温度＋５０℃を超える場合
には、素地鉄の潜熱によるめっき浴温度の上昇のため、めっき浴の温度管理が難しいとい
う欠点がある。

一方、上記アルミニウム合金めっき層を形成する段階の後には、上記アルミニウム合金
めっき層のめっき付着量を制御する段階をさらに含むことができる。上記めっき付着量の
制御は、エアナイフ（Ａｉｒ ｋｎｉｆｅ）というガスを噴射するノズルによって行われ
ることができる。上記めっき付着量の制御時に、上記めっき付着量は片面基準１５～１５
０ｇ／ｍ^２であってもよい。上記めっき付着量が１５ｇ／ｍ^２未満の場合には、十分な耐
食性を確保しにくい可能性があり、１５０ｇ／ｍ^２を超える場合には、フローパターン等
による付着量の偏差のため、局部的な合金化の不均一により表面欠陥及びめっき層の金型
焼着問題等が発生する可能性がある。上記めっき付着量の下限は２５ｍ^２であることがよ
り好ましく、上記めっき付着量の上限は１００ｍ^２であることがさらに好ましい。

以下では、本発明の一実施形態による熱間成形部材の製造方法について説明する。まず
、上述のように提案された方法により得られたアルミニウム合金めっき鋼板をＡｃ３温度
以上に加熱する。上記加熱は、アルミニウム合金めっき鋼板の微細組織がオーステナイト
となるようにするためのものである。万一、加熱温度がＡｃ３未満の場合には、オーステ
ナイト＋フェライトの二相域で加熱されてオーステナイト化が十分に行われない。一方、
上記加熱は１～１５分間行われることができるが、上記維持時間が１分未満の場合には、
オーステナイト化が十分に行われない可能性があり、１５分を超える場合には、既にオー
ステナイト化変態が完了して、更なる加熱が必要でない部材を加熱し続けることにより生
産コストが上昇し、部品生産に長時間がかかるため、生産性が低下するという欠点がある
。上記加熱時間の下限は１．５分であることがより好ましく、２分であることがさらに好
ましく、２．５分であることが最も好ましい。上記加熱時間の上限は１２分であることが
より好ましく、１０分であることがさらに好ましく、８分であることが最も好ましい。

一方、上記加熱前には、上記アルミニウム合金めっき鋼板をブランクとして作製する段
階をさらに含むことができる。上記ブランク作製は、最終的に所望の形状に応じて行うこ
とができるため、本発明では、上記ブランク作製工程について特に限定しない。

上記加熱工程の後には、上記加熱されたアルミニウム合金めっき鋼板を金型を用いて熱
間成形して熱間成形部材を得る。本発明では、上記熱間成形工程について特に限定せず、
当該技術分野において通常的に用いられる全ての工程を用いることができる。

一方、上記加熱されたアルミニウム合金めっき鋼板を金型に移送する際、上記移送時間
は２０秒以内であってもよい。上記移送時間が２０秒を超える場合には、加熱されたアル
ミニウム合金めっき鋼板の温度が移送中に低下して金型に到達したとき、Ｍｓ温度以下に
到達し、マルテンサイト変態が円滑でなく強度確保が難しい可能性がある。上記移送時間
は１８秒以内であることがより好ましく、１６秒以内であることがさらに好ましく、１５
秒以内であることが最も好ましい。

その後、上記成形部材を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。上記冷却速度が１０℃
／ｓ未満の場合には、マルテンサイトが十分に形成されず、目標とする引張強度を確保し
にくい。上記冷却速度は１５℃／ｓ以上であることがより好ましく、１８℃／ｓ以上であ
ることがさらに好ましく、２０℃／ｓ以上であることが最も好ましい。

以下では、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本
発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するため
のものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲は、特許請求の範
囲に記載された事項及びこれにより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）
重量％で、Ｃ：０．２３％、Ｍｎ：１．３％、Ｂ：０．００２％、Ｔｉ：０．０３％、
Ｓｉ：０．２５％、Ｃｒ：０．１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板を
窒素と５％の水素混合雰囲気において８００℃で熱処理した後、下記表１に記載の条件で
めっき浴に浸漬して上記鋼板上にアルミニウム合金めっき層を形成させた。その後、エア
ナイフを介して下記表１に記載の条件でめっき付着量を制御してアルミニウム合金めっき
鋼板を製造した。上記アルミニウム合金めっき層の合金組成とめっき付着量は、上記アル
ミニウム合金めっき層を溶解した後、ＩＣＰ－ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕ
ｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐ
ｙ）によって測定した。

その後、上記製造されたアルミニウム合金めっき鋼板に対して試片を採取した後、ブラ
ンクとして剪断し、９００℃の炉（ｆｕｒｎａｃｅ）に入れて上記ブランク試片が９００
℃に到達した後２分間維持した。その後、上記加熱されたブランク試片を２０秒以内に金
型に移送した後、上記金型を用いて熱間成形することにより熱間成形部材を得て、この熱
間成形部材を２０℃／ｓの冷却速度で冷却した。このように製造された熱間成形部材につ
いて、微細組織、表面品質、耐食性及び溶接性を評価した後、その結果を下記表２に示し
た。

表面品質は、めっき時に発生する亜鉛アッシュによる表面欠陥の発生量とスナウト設備
に別途付着した試片に蒸着されたアッシュ量とを測定して比較した。亜鉛アッシュの発生
量はめっき浴の温度及び亜鉛の含量に密接な関係を有するが、めっき浴の温度にさらに大
きな影響を受けるため、めっき浴の温度が最も低い比較例９を基準にして以下のように評
価した。
○：良好（比較例９に対してアッシュの発生量が１３０％未満）
△：普通（比較例９に対してアッシュの発生量が１３０～２００％未満）
×：不良（比較例９に対してアッシュの発生量が２００％以上）

耐食性は、塩水噴霧試験機で腐食環境を造成し、素地鋼板が腐食するまで実験を進めて
相対的な比較を行った。熱間プレス鋼板が自動車において主に構造部材として使用され、
鋼材が腐食する場合、最も薄い部分で破断が起こる現象を考慮し、試片において最大に浸
食された腐食深さを耐食性の評価基準として設定した。このとき、試片ごとに少しずつ異
なる付着量の差を相殺するために、素地鋼板のクラック深さをめっき付着量でｎｏｒｍａ
ｌｉｚｅｄした後、最も深いクラックが発生した比較例１を基準にして比較値（Ｎｏｒｍ
ａｉｌｚｅｄ Ｃｒａｃｋ Ｄｅｐｔｈ、ＮＣＤ）を作成した。このとき、基準である比
較例１のＮＣＤ値は１であり、ＮＣＤ値が小さいほど耐食性が良いと判断することができ
る。
◎：０．５以下
○：０．５超過～０．７
△：０．７超過～０．９
×：０．９超過～１．０

溶接性の評価は５０Ｈｚスポット溶接機を使用して行われ、ＳＥＰ１２２０規定に従っ
て評価を行った。溶接性は、最大溶接電流と最小溶接電流の間隔で評価した。最大溶接電
流とは、溶接部内の板材間にスプラッシュが発生した場合を意味し、この場合１００Ａず
つ下げて３回の連続実験においてもスプラッシュが発生しない電流を指す。最小溶接電流
は、スポット溶接部の直径が４ｔ^０．５以下（ｔ＝鋼材の厚さ）であるときの電流を指し
、１００Ａずつ電流を上げて５回の溶接を行って確認した。最大溶接電流と最小溶接電流
間の間隔が広いほど溶接性が良好であると判断することができる。
◎：１ｋＡ以上
○：０．６ｋＡ～１ｋＡ未満
△：０ｋＡ超過～０．６ｋＡ未満
×：スプラッシュ発生などにより電流範囲を測定不可

上記表１及び２から分かるように、本発明が提案する条件を全て満たす発明例１～３の
場合には、表面品質、耐食性及び溶接性がいずれも良好であることが分かる。

これに対し、比較例１の場合には、Ｚｎが含まれていないことから耐食性が不良なレベ
ルであることが分かる。比較例２及び３の場合には、Ｚｎが本発明が提案する範囲より低
いレベルであり、十分な耐食性が確保できなかった。比較例４の場合には、Ｚｎが本発明
で提案する範囲より低いレベルであるが、Ｍｇの添加により耐食性は良好であった。しか
し、過度なＭｇの添加により溶接性が不良であることが確認できる。比較例５は、Ｓｉが
本発明で提案する範囲より低いレベルであるため、良好な表面品質及び溶接性を確保して
いなかった。比較例６は、Ｓｉが本発明で提案する範囲より高いレベルであるため、良好
な表面品質を確保していなかった。比較例７は、Ｚｎが本発明で提案する範囲より高いレ
ベルであるため、良好な表面品質及び溶接性が確保できなかった。比較例８は、通常の亜
鉛系めっき鋼板であって、耐食性には優れているが、亜鉛酸化物のため溶接性が不良であ
ることが分かる。

以下では、本発明の一実施形態による熱間成形部材について説明する。本発明の一実施
形態による熱間成形部材は、上述した特徴を有するアルミニウム合金めっき鋼板を熱間成
形して得られる熱間成形部材であって、面積％で、マルテンサイト：９０％以上と、残部
フェライト、ベイナイトのうち１種以上を含む微細組織を有することが好ましい。上記マ
ルテンサイトは強度確保に非常に有利な組織であって、本発明では、その分率を９０％以
上となるように制御する。上記マルテンサイトの分率が９０％未満の場合には、十分な強
度を確保することが困難である。したがって、上記マルテンサイトの分率は９０％以上で
あることが好ましい。上記マルテンサイトの分率は９３％以上であることがより好ましく
、９５％以上であることがさらに好ましく、９７％以上であることが最も好ましい。一方
、強度確保の観点から、上記マルテンサイトは１００％であることが最も好ましいが、製
造工程上、不可避にフェライト、ベイナイト等の微細組織が不純組織として形成されるこ
とがある。

上記Ｓｉの含量は１～８％であることが好ましいが、１％未満の場合には、Ｓｉによる
合金化反応の抑制効果が起こらず、アルミニウムが素地鉄に拡散したアルミニウム拡散層
が素地鉄に厚く形成されて溶接性を低下させる。また、素地鉄とめっき層との界面が不均
一に形成され、めっき表面にまで影響を及ぼし、表面品質を低下させる。ケイ素の含量が
多い場合には、めっき浴の融点を高めて表面欠陥を誘発させる。亜鉛が３０％含有された
アルミニウムめっき浴においてＳｉとＡｌの共融点は６．９％であって、上記Ｓｉの含量
が８％を超える場合には、亜鉛を含むＡｌ－Ｓｉ共融相組成を超えてＳｉが増加するほど
、めっき浴の融点が急速に高くなり、めっき浴の温度が高くなると、めっき浴のアッシュ
発生量が急増するという問題点がある。また、８％を超えると、めっき浴から出た素地鋼
板の表面で凝固を開始するめっき層内にＡｌではなくＳｉが先に析出するようになり、め
っき層の表面が不均一になる。したがって、上記Ｓｉの含量は１～８％の範囲を有するこ
とが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は１．１％であることがより好ましく、１．５％であ
ることがさらに好ましく、２％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は６．５
％であることがより好ましく、６．０％であることがさらに好ましく、５．０％未満であ
ることが最も好ましい。

上記めっき浴の温度は、めっき液の融点＋２０℃～めっき液の融点＋８０℃であること
が好ましい。このように、めっき浴の温度をめっき液の融点より２０～８０℃高く管理す
ることにより、めっき浴内のシンクロールの駆動性を向上させることができる。通常的に
、めっき液の粘度はめっき浴の温度と反比例関係を有し、温度が高くなるほど粘度が低下
してめっき作業性が良くなる。万一、上記めっき浴の温度がめっき液の融点＋２０℃未満
の場合には、シンクロールの駆動性が劣り、ロールのテンション（ｔｅｎｓｉｏｎ）管理
が難しく、シンクロールの振動等による製品の表面欠陥が発生する可能性がある。これに
対し、めっき液の融点＋８０℃を超える場合には、亜鉛の蒸発による表面欠陥が発生する
可能性があり、高温により機器設備が劣化する可能性がある。

一方、上記アルミニウム合金めっき層を形成する段階の後には、上記アルミニウム合金
めっき層のめっき付着量を制御する段階をさらに含むことができる。上記めっき付着量の
制御は、エアナイフ（Ａｉｒ ｋｎｉｆｅ）というガスを噴射するノズルによって行われ
ることができる。上記めっき付着量の制御時に、上記めっき付着量は片面基準１５～１５
０ｇ／ｍ^２であってもよい。上記めっき付着量が１５ｇ／ｍ^２未満の場合には、十分な耐
食性を確保しにくい可能性があり、１５０ｇ／ｍ^２を超える場合には、フローパターン等
による付着量の偏差のため、局部的な合金化の不均一により表面欠陥及びめっき層の金型
焼着問題等が発生する可能性がある。上記めっき付着量の下限は２５ｇ／ｍ^２であること
がより好ましく、上記めっき付着量の上限は１００ｇ／ｍ^２であることがさらに好ましい
。

Claims (20)

1. 素地鋼板；及び
   前記素地鋼板上に形成されたアルミニウム合金めっき層；を含み、
   前記アルミニウム合金めっき層は、重量％で、Ｚｎ：２１～３５％、Ｓｉ：１～６．９
   ％、Ｆｅ：２～１２％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むアルミニウム合金めっ
   き鋼板。
2. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３９％、Ｍｎ：０．５～３％、Ｂ：０
   ．０１％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）、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合金めっき鋼板。
3. 前記アルミニウム合金めっき層はＭｇ：１．４％以下をさらに含む、請求項１に記載の
   アルミニウム合金めっき鋼板。
4. 前記アルミニウム合金めっき層はＡｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）が１．３～２．６である、請求
   項１に記載のアルミニウム合金めっき鋼板。
   （但し、上記Ａｌ、Ｚｎ及びＳｉの含量単位は重量％である。）
5. 素地鋼板；及び上記素地鋼板上に形成されたアルミニウム合金めっき層；を含み、前記
   アルミニウム合金めっき層は、重量％で、Ｚｎ：２１～３５％、Ｓｉ：１～６．９％、Ｆ
   ｅ：２～１２％、Ｍｇ：１．２％以下（０％を含む）、残部Ａｌ及びその他の不可避不純
   物を含むアルミニウム合金めっき鋼板を熱間成形して得られる熱間成形部材であって、
   面積％で、マルテンサイト：９０％以上と、残部フェライト、ベイナイトのうち１種以
   上を含む微細組織を有する熱間成形部材。
6. 前記熱間成形部材は１２００ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項５に記載の熱間成
   形部材。
7. 素地鋼板を準備する段階；及び
   前記素地鋼板を５８０～６８０℃のめっき浴に浸漬して前記素地鋼板の表面にアルミニ
   ウム合金めっき層を形成させる段階；を含み、
   前記めっき浴は、重量％で、Ｚｎ：２３～４０％、Ｓｉ：１～８％、残部Ａｌ及びその
   他の不可避不純物を含むアルミニウム合金めっき鋼板の製造方法。
8. 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３９％、Ｍｎ：０．５～３％、Ｂ：０
   ．０１％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）、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合金めっき鋼板の製造方法。
9. 前記めっき浴はＭｇ：１．４％以下をさらに含む、請求項７に記載のアルミニウム合金
   めっき鋼板の製造方法。
10. 前記めっき浴はＡｌ／（Ｚｎ＋Ｓｉ）が１．３～２．６である、請求項７に記載のアル
    ミニウム合金めっき鋼板の製造方法。
    （但し、前記Ａｌ、Ｚｎ及びＳｉの含量単位は重量％である。）
11. 前記アルミニウム合金めっき層を形成する段階の前に、前記素地鋼板を６５０～８５０
    ℃で熱処理する段階をさらに含む、請求項７に記載のアルミニウム合金めっき鋼板の製造
    方法。
12. 前記熱処理は、体積％で、２５％以下（０％を含む）の水素ガス及び残部窒素ガスで構
    成される還元性雰囲気で行われる、請求項１１に記載のアルミニウム合金めっき鋼板の製
    造方法。
13. 前記めっき浴の温度は、めっき液の融点＋２０℃～めっき液の融点＋８０℃である、請
    求項７に記載のアルミニウム合金めっき鋼板の製造方法。
14. 前記素地鋼板のめっき浴の引き込み温度は、めっき浴の温度＋５℃～めっき浴の温度＋
    ５０℃である、請求項７に記載のアルミニウム合金めっき鋼板の製造方法。
15. 前記アルミニウム合金めっき層を形成する段階の後に、前記アルミニウム合金めっき層
    のめっき付着量を制御する段階をさらに含む、請求項７に記載のアルミニウム合金めっき
    鋼板の製造方法。
16. 前記めっき付着量は片面基準１５～１５０ｇ／ｍ^２である、請求項１５に記載のアルミ
    ニウム合金めっき鋼板の製造方法。
17. 請求項７から１６のいずれか一項に記載の方法により得られたアルミニウム合金めっき
    鋼板をＡｃ３温度以上に加熱する段階；
    前記加熱されたアルミニウム合金めっき鋼板を金型を用いて熱間成形して熱間成形部材
    を得る段階；及び
    前記成形部材を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階を含む、熱間成形部材の製造
    方法。
18. 前記加熱の前に、前記アルミニウム合金めっき鋼板をブランクとして作製する段階をさ
    らに含む、請求項１７に記載の熱間成形部材の製造方法。
19. 前記加熱は１～１５分間行われる、請求項１７に記載の熱間成形部材の製造方法。
20. 前記加熱されたアルミニウム合金めっき鋼板を金型に移送するとき、前記移送時間は２
    ０秒以内である、請求項１７に記載の熱間成形部材の製造方法。