JP7704872B2 - アルミニウムめっき鋼板、熱成形部品、および製造方法 - Google Patents

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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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Description

本発明は、金属めっき鋼板、特にアルミニウムめっき鋼板、熱成形部品、および製造方法の分野に関する。
アルミニウムめっき鋼板は、良好な耐熱性および耐食性のため、自動車、家庭用電化製品、オーブン、および炉などの様々な分野で広く使用されている。アルミニウムめっき層は、高温耐酸化性のため、熱処理中の鋼板の酸化および脱炭を防ぐことができる。そのため、アルミニウムコーティングは、熱成形鋼（特に、ホットスタンプ鋼）の分野で広く使用されている。アルミニウムめっきのホットスタンプ鋼の世界的需要は、約２００万トンである。しかしながら、アルミニウムめっき鋼板の熱成形は、熱処理時のアルミニウム溶融によるローラー付着の問題および水素脆化リスクの問題など、いくつかの難題にも直面している。
アルミニウム溶融によるローラー付着の問題は、熱成形部品の生産効率および品質を低下させる。この問題を改善するため、研究者らは、急速な加熱に起因するアルミニウムの溶融を避けるために加熱速度を制御することを一般に目指している。例えば、特許ＣＮ１０１５８３４８６Ｂには、２０～７００℃の間のアルミニウムめっき鋼板の加熱速度が１２℃／秒を超えるべきではないことが明示的に提案されている。また、特許ＣＮ１０９５１８１１４Ａには、アルミニウムが溶融によりローラーに付着することを防止し、加熱速度を低減するための段階式加熱方法が開示されている。
水素脆化リスクは、熱成形部品の耐遅れ割れ性などの特性に影響を及ぼすこととなる。アルミニウム－ケイ素ホットスタンプ鋼の水素脆化リスクを低減するために、特許ＣＮ１００４７１５９５Ｃには、熱間プレスプロセスの雰囲気を制御することによってホットスタンプ部品の水素脆化リスクが低減されるホットスタンプ方法が開示されている。特許ＣＮ１０４１６００５０Ｂには、鋼中のＭｎ含有介在物およびＭｎ酸化物の濃度を高めることによって鋼板の水素脆化リスクが低減されたホットスタンプ鋼が開示されている。
本発明は、既存の製品および技術の欠点に対応したアルミニウムめっき鋼板、熱成形部品、および製造方法を提供する。
本発明の目的は、アルミニウムめっき鋼板から熱成形部品を製造する際の熱処理プロセス中に発生する溶融によるローラー付着の問題および水素脆化リスクの問題を解決することである。本発明は、アルミニウムめっき鋼板の熱成形プロセス時の溶融によるローラー付着の問題および水素脆化リスクの問題を軽減できる、アルミニウムめっき鋼板、熱成形部品、および製造方法を提供する。
本発明は、基板と基板の表面のめっき層とを含むアルミニウムめっき鋼板であって、めっき層のミクロ組織が、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含み、Ｍｇ２Ｓｉ相が、０．００１～５μｍの平均結晶粒径を有する、アルミニウムめっき鋼板を提供する。
上記の技術的解決手段を採用することにより、アルミニウムめっき鋼板から熱成形部品を製造する際の熱処理中での溶融によるローラー付着の問題および水素脆化リスクの問題を軽減でき、アルミニウムめっき鋼板から製造された熱成形部品の耐赤錆性を向上させることができる。
好ましくは、めっき層は、表面層およびバリア層を含み、表面層は、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含む。
好ましくは、めっき層は、バリア層をさらに含み、バリア層は、Ｆｅ－Ａｌ合金およびＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金を含み、バリア層は、５μｍ以下の厚さを有する。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、５～５０μｍの厚さを有する。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板の基板の組成は、質量パーセントで、０．０５～０．５％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．３～３．０％のＭｎ、０．００５～０．３％のＡｌ、０．０１％≦Ｔｉ＜０．１％、０．０００５％≦Ｂ＜０．１％、０．０５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０００５％≦Ｎｂ＜０．１％、およびＦｅを含む。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板の基板の組成は、質量パーセントで、０．０５～０．５％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．３～３．０％のＭｎ、０．００５～０．３％のＡｌ、０．０１％≦Ｔｉ＜０．１％、０．０００５％≦Ｂ＜０．１％、０．０５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０００５％≦Ｎｂ＜０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
好ましくは、不可避的不純物のうち、質量パーセントで、Ｐ＜０．３％、Ｓ＜０．１％、およびＶ＜０．１％である。
また、本発明は、上記アルミニウムめっき鋼板の製造方法であって、
製錬する工程；
圧延する工程；および
連続焼鈍および溶融めっき（ｈｏｔ ｐｌａｔｉｎｇ）を行う工程であって、焼鈍温度が７１０～７８０℃であり、めっき液の温度が６００～６６０℃であり、めっき液の温度からめっきポットに入る鋼板の温度を差し引いた温度が５℃以下であり、鋼板がめっきポットを出た後に冷却され、めっきポットを出た鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度が１５℃／秒より大きく、めっきポットを出た鋼板の温度から２００℃までの平均冷却速度が１０～３０℃／秒である、工程
を含む、上記アルミニウムめっき鋼板の製造方法を提供する。
好ましくは、めっき液の化学組成は、５～１１質量％のＳｉおよび０．５～２０質量％のＭｇを含む。
好ましくは、めっき液は、１～１０質量％のＺｎをさらに含む。
好ましくは、めっき液の残部は、Ａｌおよび不可避的不純物である。
好ましくは、圧延する工程は、熱間圧延することを含み、熱間圧延の巻取温度は、６３０℃以下である。
好ましくは、圧延する工程は、冷間圧延することを含み、冷間圧延中の変形は、１０～７０％である。
また、本発明は、上記アルミニウムめっき鋼板から製造された熱成形部品を提供する。
好ましくは、熱成形部品は、表面層および内部層を含み、内部層のＭｇの質量パーセントに対する表面層のＭｇの質量パーセントの比は、５以上であり、熱成形部品は、３００以上の芯部硬度ＨＶ１を有する。
さらに、本発明は、上記熱成形部品の製造方法であって、
アルミニウムめっき鋼板をビレットに加工する工程；
ビレットに熱処理を行う工程であって、熱処理の加熱方式が一段式加熱または段階式加熱であり；熱処理の加熱方式が一段式加熱である場合、加熱停止温度が９００～１０００℃のうちのある温度であり、総加熱時間が１０～６００秒であり；熱処理の加熱方式が段階式加熱である場合、加熱停止温度が７００～１０００℃のうちの複数の温度を含み、総加熱時間が１～１５分であり、複数の温度のうち最も高い温度が９００～１０００℃のうちのある温度であり、９００～１０００℃でのビレットの保持時間が１０～６００秒である、工程；および
ビレットを熱成形用の金型に移す工程であって、金型に移す際のビレットの温度が６５０℃以上であり、金型の冷却速度が３０℃／秒以上である、工程
を含む、上記熱成形部品の製造方法を提供する。
好ましくは、熱成形のプロセスは、ホットスタンプまたは熱間圧延である。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板をビレットに加工する工程の前に、増肉圧延（ｔｈｉｃｋｅｎｉｎｇ ｒｏｌｌｉｎｇ）する工程がさらに行われる。
本発明の実施例２のアルミニウムめっき鋼板のめっき層の走査スペクトルを示す。 本発明の実施例２の熱成形部品のめっき層中のＭｇの質量パーセントを、めっき層の深さの関数として示す。
以下、本発明の実施方式を具体的な実施形態により説明する。当業者は、本明細書に開示されている内容に基づいて、本発明の他の利点および効果を容易に理解できる。本発明の説明を好ましい実施形態と共に紹介することとなるが、このことは、本発明の特徴がそれらの実施形態にのみ限定されることを意味するものではない。それどころか、実施方式と併せた本発明の説明は、本発明の特許請求の範囲から導き出され得る他の代替形態または変形形態も含むことを意図している。本発明の完全な理解を提供するために、以下の説明は、多くの具体的な詳細を含むこととなる。しかしながら、本発明は、これらの具体的な詳細を用いることなく実施することもできる。また、混乱または本発明の焦点を曖昧にすることを避けるために、いくつかの具体的な詳細を説明において省略することとなる。矛盾しない限り、本発明における実施形態および実施形態における特徴は、互いに組み合わせることができることに留意されたい。
本明細書において、同様の参照符号および文字は、以下の図面において同様の項目を指すことに留意されたい。したがって、一旦ある図面で項目を定義すれば、それ以降の図面ではさらなる定義および説明は必要ない。
実施形態の説明において、「内」などの用語は、図面に示す向きもしくは位置関係、または本発明が使用される際の通常の向きもしくは位置関係に基づく向きもしくは位置関係を示すものであり、本発明を説明し、説明を簡略化する便宜のためのものであることに留意されたい。参照されている装置または要素が特定の向きを有し、特定の向きで構成され操作されなければならないことを示すものでも暗示するものでもないため、本発明を限定するものとして解釈されるべきではない。
本発明の目的、技術的解決手段、および利点をより明確にするために、本発明の実施方式を添付図面と共にさらに詳細に説明する。
本発明は、基板と基板の表面のめっき層とを含むアルミニウムめっき鋼板であって、めっき層のミクロ組織が、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含み、Ｍｇ２Ｓｉ相が、０．００１～５μｍの平均結晶粒径を有する、アルミニウムめっき鋼板を提供する。
めっき層中にＭｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を形成することにより、主にＡｌから構成されるめっき層中のＡｌ相またはＡｌ－Ｓｉ相の割合を低減し、これらのＡｌ含有相のめっき層表面での凝集を解消し、これらをできるだけ分散させることができ、それにより、熱処理中にアルミニウムが溶融することを低減し、熱処理時のアルミニウム溶融によるローラー付着の問題を軽減できる。これにより、アルミニウムめっき鋼板がより速い加熱速度に耐えることが可能となり、生産効率を向上させることができる。加えて、熱処理時にアルミニウムが空気中のＨ２Ｏと反応してＨ２を生成する確率を低減し、熱処理時の雰囲気中のＨ２の含有量を最小限に抑え、それにより水素脆化リスクを軽減する。
本発明の実施形態において、高品質のめっき層中のＭｇ２Ｓｉ相の平均結晶粒径は、０．００１～５μｍである。Ｍｇ２Ｓｉ相の平均結晶粒径が小さいほど、めっき層の表面に分布させやすくなり、水素脆化リスクを低減するのに一層貢献する。
好ましくは、めっき層は、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含む表面層を含む。
めっき層は、主にＡｌ相とＳｉリッチ相とからなり、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相は、表面層中にクラスター状または網目状に均一に分布している。Ｍｇ含有相はめっき層の表面に蓄積しやすいため、めっき層中のＭｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相は、熱処理中に優先的にめっき層の表面に分布する。このことは、外部雰囲気から基板へのＨ２の拡散または浸透を効果的に遮断し、水素脆化リスクをさらに低減する。
上記めっき層は、Ｆｅ－Ａｌ合金およびＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金を含むバリア層をさらに含み、バリア層は、５μｍ以下の厚さを有する。
主にＦｅから構成された基板は、主にＡｌおよびＳｉから構成されためっき液に浸漬されると、溶融したＡｌおよびＳｉが基板の表面で自然にＦｅと合金になり、主にＦｅ－Ａｌ合金およびＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金から構成されたバリア層を形成することとなる。バリア層は、鋼板の基板とめっき層の表面層との間に位置する。実際の生産のプロセスにおいて、めっきバリア層の厚さは、めっき液中への鋼板の浸漬時間およびその他の条件を制御することによって調整できる。本発明の実施形態において、バリア層の厚さは、５μｍ以内に制御されるべきである。バリア層の厚さが大きすぎると、冷却中のめっき層のミクロ組織の変化に影響を及ぼし、例えば、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相の形成が妨げられ、結晶粒が過度に大きくなり、場合によっては、その後の熱成形中に表面層の剥離に至ることがある。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、５～５０μｍの厚さを有する。
実際の生産時には、めっき層の厚さは、めっき液中への基板の浸漬時間、エアーナイフの気流強度などを調整することによって制御できる。浸漬時間が長いほど、めっき層はより厚くなり、一方で、エアーナイフの気流強度が高いほど、めっき層はより薄くなる。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板の基板の組成は、質量パーセントで、０．０５～０．５％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．３～３．０％のＭｎ、０．００５～０．３％のＡｌ、０．０１％≦Ｔｉ＜０．１％、０．０００５％≦Ｂ＜０．１％、０．０５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０００５％≦Ｎｂ＜０．１％、およびＦｅを含む。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板の基板の組成は、質量パーセントで、０．０５～０．５％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．３～３．０％のＭｎ、０．００５～０．３％のＡｌ、０．０１％≦Ｔｉ＜０．１％、０．０００５％≦Ｂ＜０．１％、０．０５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０００５％≦Ｎｂ＜０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
基板の組成において、Ｐ、Ｓ、およびＶの元素は不可避的不純物であり、基板中のそれらの含有量が少ないほど、より良好である。具体的には、本願の実施形態において、質量パーセントで、Ｐ＜０．３％、Ｓ＜０．１％、およびＶ＜０．１％である。
また、本発明は、上記アルミニウムめっき鋼板の製造方法であって、
製錬する工程；
圧延する工程；および
連続焼鈍および溶融めっきを行う工程であって、焼鈍温度が７１０～７８０℃であり、めっき液の温度が６００～６６０℃であり、めっき液の温度からめっきポットに入る鋼板の温度を差し引いた温度が５℃以下であり、鋼板がめっきポットを出た後に冷却され、めっきポットを出た鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度が１５℃／秒より大きく、めっきポットを出た鋼板の温度から２００℃までの平均冷却速度が１０～３０℃／秒である、工程
を含む、上記アルミニウムめっき鋼板の製造方法を提供する。
焼鈍温度が７１０℃未満であると、鋼板のめっき性に影響を及ぼし、めっきの漏れまたはめっき層のめっき付着不良を引き起こすことがある。焼鈍温度が７８０℃を超えると、エネルギーの浪費を招き、さらに鋼板の表面状態に影響を及ぼすことがあり、めっき層の表面品質や、めっき層中のＭｇ２Ｓｉ相の結晶粒サイズおよびＡｌＭｇＳｉＦｅ相の形成に影響を及ぼす可能性がある。
めっき液の温度は、溶融したＡｌおよびＦｅの合金化反応に影響を及ぼし、それによりバリア層の組成および厚さに影響を及ぼすこととなる。本願では、めっき液の温度が６００～６６０℃の範囲内に制御され、めっきポットに入る鋼板の温度がめっき液の温度より若干低く制御されることにより、適切な厚さおよびミクロ組織を有するバリア層を得ることができ、その後の処理中に表面層に所望のＡｌＭｇＳｉＦｅ相およびＭｇ２Ｓｉ相が確実に形成されるようにし、表面層の剥離が防止される。
めっき液の温度が高いか低いかだけではなく、めっきポットに入る鋼板の温度とめっき液の温度との間に著しい差があることも、めっき層の表面品質や、めっき層中のＭｇ２Ｓｉ相の結晶粒サイズおよびＡｌＭｇＳｉＦｅ相の形成に影響を及ぼす可能性がある。このことは、Ｍｇ２Ｓｉ相の平均結晶粒径が５μｍより大きくなる、および／またはＡｌＭｇＳｉＦｅ相を形成することができない、という結果をもたらす可能性がある。めっき層中のＭｇ２Ｓｉ相の平均粒径が大きすぎると、めっき層の表面が目立って粗くなり、鋼板の外観に影響を及ぼすこととなる。
めっきポットを出た鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度、およびめっきポットを出た鋼板の温度から２００℃までの平均冷却速度は、両方とも重要である。この２つの冷却速度が遅すぎると、Ａｌ－Ｓｉ相の成長速度が速くなりすぎ、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相の形成を抑制することとなる。その結果、本願のアルミニウムめっき鋼板の熱成形プロセス時に直面する、溶融によるローラー付着の問題および水素脆化リスクの問題を克服する能力を実現することができない。また、冷却速度が過度に遅いと、めっき層中に大きな結晶粒のＭｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相が析出し、その結果、めっき層の表面が粗くなり、製品の外観に影響を及ぼす可能性がある。逆に、この２つの冷却速度が速すぎると、鋼板の強度が過大となり、その伸びを損なうか、または表面に傷がつくなどのその他の二次的な損傷を生じさせることがある。
めっきポットに入る鋼板の温度は、鋼板の厚さおよび幅に応じて調整できる。めっきポットに入る鋼板の温度およびめっきポットを出た後の冷却速度（めっきポットを出た鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度、およびめっきポットを出た鋼板の温度から２００℃までの平均冷却速度を含む）が適切に速いことにより、表面層中のＭｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相の均一な分布および結晶粒の微細化をさらに改善できる。
連続焼鈍および溶融めっきのプロセス中、冷却速度の制御は、送風機の出力を調整することによって実現できる。
好ましくは、めっき液の化学組成は、質量パーセントで、５～１１％のＳｉおよび０．５～２０％のＭｇを含む。
めっき液中のＳｉは、主にバリア層の厚さを抑制するために、必須である。めっき液中のＳｉ含有量が低すぎると、バリア層の厚さが厚くなりすぎ、その結果、鋼板の加工性が劣ることとなる。一方、めっき液中のＳｉ含有量が高すぎると、バリア層に対するその抑制効果が限定されると同時に、めっき液の流動性にも影響を及ぼし、生産の難易度を高めることとなる。したがって、めっき液中のＳｉ含有量は、５～１１％である。めっき層中のＭｇの存在は、主に耐食性を向上させ、Ｍｇ２Ｓｉ相の形成を促進するためである。めっき層中のＭｇはめっき液に由来し、めっき液中のＭｇ含有量がある値を超えると、冷却中にＭｇ２Ｓｉ相が形成され得る。しかしながら、Ａｌ－Ｓｉめっき液へのＭｇの溶解度には限界があり、めっき液中のＭｇ含有量が高すぎると、Ｍｇは極めて容易に酸化されてスラグを形成し、生産が困難になる。したがって、めっき液中のＭｇ含有量は、０．５～２０％である。
好ましくは、めっき液は、１～１０質量％のＺｎをさらに含む。めっき層中のＺｎは、犠牲陽極としての機能を果たし、犠牲保護を提供し、鋼の耐食性を高める。
好ましくは、めっき液の残部は、Ａｌおよび不可避的不純物である。
好ましくは、圧延する工程は、熱間圧延することを含み、熱間圧延の巻取温度は、６３０℃以下である。巻取温度が高すぎると、鋼板の表面に過度な酸化物スケールを生じさせることがあり、圧延した後の酸洗中にその酸化物スケールを完全に除去できないため、その後のアルミニウムめっき時のめっき層の表面品質に影響を及ぼし得る。
好ましくは、圧延する工程は、冷間圧延することをさらに含む。上記熱間圧延する工程で生産された鋼板がユーザー用途の要件を満たさない場合、熱間圧延された鋼コイルにさらに冷間圧延を行うことができる。本願の実施形態において、冷間圧延中の変形は、１０～７０％である。
アルミニウムめっき鋼板は、直接コールドスタンプ成形またはホットスタンプ成形に使用できる。
さらに、本発明は、上記アルミニウムめっき鋼板から製造された熱成形部品を提供する。
好ましくは、熱成形部品は、表面層および内部層を含み、内部層のＭｇの質量パーセントに対する表面層のＭｇの質量パーセントの比は、５以上であり、熱成形部品は、３００以上の芯部硬度ＨＶ１を有する。
アルミニウムめっき鋼板の熱成形プロセス中、先に形成されためっき層の表面層およびバリア層は、熱成形部品の表面層および内部層に変わる。対応するミクロ組織も変わることとなる。表面層は、もともとＡｌ－Ｓｉ合金から構成されていたが、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金に変わることとなる。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金のバリア層は、合金拡散をさらに受けることとなり、Ｆｅの含有量が増加する。部品の内部層とは、熱成形部品の基板からめっき層中の濃色Ｆｅリッチ層までを指し、表面層は、めっき層中の濃色Ｆｅリッチ層からめっき層の表面にまで及ぶ。
Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相は、めっき層の表面層に分布し、熱処理中も依然としてめっき層の表面に優先的に分布する。熱処理後、Ｍｇは主に部品の表面層に分布し、部品の内部層のＭｇの質量パーセントに対する表面層のＭｇの質量パーセントの比は、５以上であり、これはＭｇの凝集特性によって決まる。熱成形部品の表面にＭｇが豊富に存在するため、輸送および保管中の熱成形部品の耐赤錆性を向上させることができる。
アルミニウムめっき鋼板の基板は、熱成形の後、熱成形部品の芯部に変わることとなる。熱成形部品の芯部のミクロ組織は、マルテンサイト、ベイナイト、およびフェライトの１つまたは複数を含む。具体的な組成および含有量は、基板の組成および熱成形時の金型の冷却速度によって決まる。芯部の最終的なミクロ組織は、熱成形部品の芯部硬度に影響を及ぼすこととなる。
また、本発明は、上記熱成形部品の製造方法であって、
アルミニウムめっき鋼板をビレットに加工する工程；
ビレットに熱処理を行う工程であって、熱処理の加熱方式が一段式加熱または段階式加熱であり；熱処理の加熱方式が一段式加熱である場合、加熱停止温度が９００～１０００℃のうちのある温度であり、総加熱時間が１０～６００秒であり；熱処理の加熱方式が段階式加熱である場合、段階式加熱の停止温度が７００～１０００℃のうちの複数の温度を含み、総加熱時間が１～１５分であり、複数の温度のうち最も高い温度が９００～１０００℃のうちのある温度であり、９００～１０００℃でのビレットの保持時間が１０～６００秒である、工程；および
ビレットを熱成形用の金型に移す工程であって、金型に移す際のビレットの温度が６５０℃以上であり、金型の冷却速度が３０℃／秒以上である、工程
を含む、上記熱成形部品の製造方法を提供する。本願の実施形態において、熱成形する金型に水冷が施され、金型の冷却速度は、冷却水の流量、流速、および圧力などの条件を調整することによって制御される。
熱処理の加熱方式が一段式加熱である場合、加熱停止温度は、９００～１０００℃内のある温度であり、総加熱時間は、ビレットの加熱開始から終了までの時間である。熱処理の加熱方式が段階式加熱である場合、停止温度は、７００～１０００℃の範囲内の複数の温度を含み、総加熱時間は、ビレットの加熱開始から終了までの時間である。確実に鋼を完全にオーステナイト化させ、冷却中に所望の組織を形成させるのに備えるために、最終的な加熱停止温度は、一段式加熱であるか段階式加熱であるかにかかわらず、９００℃以上にする必要がある。エネルギー節約のため、加熱停止温度の上限は、１０００℃に設定される。
好ましくは、熱成形のプロセスは、ホットスタンプまたは熱間圧延である。
好ましくは、アルミニウムめっき鋼板をビレットに加工する前に、増肉圧延する工程がさらに行われる。
実施例１～６および比較例１～２
下記の製造方法を用いて、実施例１～６および比較例１～２のアルミニウムめっき鋼板および熱成形部品を製造した。
工程１：製錬して、表１に示す組成を有する基板を得た。
工程２：圧延して、圧延鋼板を得た。圧延した後、酸洗を行って鋼板の表面の酸化物層を除去した。
工程３：連続焼鈍および溶融めっきを行った。この工程では、圧延鋼板に連続的に焼鈍を施し、その後、めっきポットに入れた（めっき液に浸漬した）。浸漬した後、鋼板を冷却して、アルミニウムめっき鋼板を得た。
圧延ならびに連続焼鈍および溶融めっきの具体的なプロセスパラメータを表２に示す。
工程４：アルミニウムめっき鋼板をビレットに加工した。
工程５：ビレットを熱処理した。
工程６：熱処理したビレットを熱成形用の金型に移して、熱成形部品を得た。
熱処理および熱成形の具体的なプロセスパラメータを表３に示す。
下記の試験方法に従って、実施例１～６および比較例１～２のアルミニウムめっき鋼板および熱成形部品を試験した。試験結果を表２および表３に示す。
１）Ｍｇ２Ｓｉ相の平均結晶粒径（μｍ）
切片法を用いて、結晶粒度を算出した。平均結晶粒径＝切片断面の長さ／結晶粒の数。
２）ＡｌＭｇＳｉＦｅ相の存在
ＥＶＯ１０のＺｅｉｓｓ走査型電子顕微鏡を用い、エネルギー分散型Ｘ線分光計（ＥＤＳ）分析と組み合わせて観察した。
Figure 0007704872000001
 は存在することを示し、「／」は存在しないことを示す。
３）ローラー付着現象
目視検査で判断した。「×」は、付着の発生がないことを示し、
Figure 0007704872000002
 は、付着の発生を示す。
４）耐水素脆化性
熱成形部品の水素含有量は、Ｇ４－ＰＨＯＮＥＸ微量水素濃度分析計を用いて評価した。最大加熱温度は４００℃を超えなかった。放出された水素量を記録した。放出された量が多いほど、耐水素脆化性がより劣ることを示す。評価尺度は、１（最も悪い）から５（最も良い）までの範囲である。
５）部品の表面層のＭｇの質量パーセント／部品の内部層のＭｇの質量パーセント
ＧＤＳ８５０Ａグロー放電分光計を用いて試験した。部品の内部層とは、熱成形部品の基板からめっき層中の濃色Ｆｅリッチ層までを指し、部品の表面層とは、めっき層中の濃色Ｆｅリッチ層からめっき層の表面までを指す。
６）耐赤錆性
中性塩噴霧試験を用いて評価した。評価対象の熱成形部品は、電気泳動コーティングを有さなかった。２４時間後、赤錆の被覆度を評価するが、５％未満の被覆度は、最も良い性能であることを示す。この実験では、１（最も悪い）から５（最も良い）の評価尺度を用いる。
７）芯部硬度ＨＶ１
熱成形部品のビッカース硬度についてＧＢ／Ｔ４３４０．１－２００９規格に従って測定した。
本発明の実施例２で得られたアルミニウムめっき鋼板のめっき層を、Ｚｅｉｓｓ電界放出型電子顕微鏡を用いて走査することによって、図１を得た。
本発明の実施例２で得られた熱成形部品を、ＧＤＳ８５０Ａグロー放電分光計を用いて試験して、めっき層の深さの関数としてのＭｇの質量パーセントの変化を示す図２を得た。
表１は、実施例１～６および比較例１～２の基板の化学元素の組成を示す。
Figure 0007704872000003
表２は、実施例１～６および比較例１～２の圧延ならびに連続焼鈍および溶融めっきのプロセスパラメータ、めっき液の組成、ならびに鋼板のめっき層のミクロ組織および厚さを示す。
Figure 0007704872000004
表３は、実施例１～６および比較例１～２における熱処理のプロセスパラメータ、ローラー付着現象の発生有無、アルミニウムめっき鋼板の熱成形のプロセスパラメータ、および熱成形部品の特性を示す。
Figure 0007704872000005
表１～３から、実施例１～６で得られたアルミニウムめっき鋼板は、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含むめっき層のミクロ組織を示すことがわかる。Ｍｇ２Ｓｉ相の平均結晶粒径は、１～５μｍである。熱処理中、溶融によるローラー付着現象は発生しない。実施例１～６で得られた熱成形部品は、耐水素脆化性に優れており、内部層のＭｇの質量パーセントに対する表面層のＭｇの質量パーセントの比は、５以上である。その上、熱成形部品は優れた耐赤錆性を示し、芯部硬度ＨＶ１が、３００以上である。
図１は、本発明の実施例２のアルミニウムめっき鋼板のめっき層の走査スペクトルであり、めっき層のミクロ組織は、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含むことがわかる。図２は、本発明の実施例２の熱成形部品中のＭｇの質量パーセントの変化をめっき層の深さの関数として示し、測定がめっき層の表面に近いほど、Ｍｇの質量パーセントはより高いことがわかる。
対照的に、比較例１については、めっきポットを出た鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度は、遅すぎるものであり、わずか１０℃／秒である。めっき液の化学組成は、Ｍｇを含まず、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含まない。溶融によるローラー付着現象は、熱処理中に発生する。金型に移す際のビレットの温度は、低すぎるものであり、わずか６００℃である。金型の冷却速度は、低すぎるものであり、わずか２５℃／秒である。その結果、熱成形部品の耐水素脆化性および耐赤錆性は劣っており、芯部硬度ＨＶ１は、２５０しかない。
比較例２については、めっき液の温度とめっきポットに入る鋼板の温度との差が著しく、２０℃の差がある。めっきポットを出た鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度は、遅すぎるものであり、わずか５℃／秒である。めっきポットを出た鋼板の温度から２００℃までの平均冷却速度は、遅すぎるものであり、わずか８℃／秒である。めっき液中のＭｇ含有量は、０．３％しかなく、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相は存在しない。溶融によるローラー付着現象は、熱処理中に発生する。金型に移す際のビレットの温度は、低すぎるものであり、わずか６００℃である。金型の冷却速度も、低く、わずか２５℃／秒である。その結果、熱成形部品の耐水素脆化性は劣っており、部品の内部層のＭｇの質量パーセントに対する表面層のＭｇの質量パーセントの比は、３しかない。その上、耐赤錆性は劣っており、芯部硬度ＨＶ１は、２５０しかない。
比較例１および２の鋼板のプロセスパラメータは、連続焼鈍および溶融めっきならびに熱成形時に適切に制御されないため、結果として得られる熱成形部品は、本願の所望の特性を有さない。
要約すれば、本発明は、アルミニウムめっき鋼板の熱処理中の溶融によるローラー付着の問題を軽減し、水素脆化リスクを低減しつつ、熱成形部品の耐赤錆性を向上させることができる、アルミニウムめっき鋼板、熱成形部品、および製造方法を提供する。
本発明のいくつかの好ましい実施形態を参照して本発明を図示し、説明してきたが、上記の内容は、具体的な実施形態と共に本発明をさらに詳細に説明したものであり、本発明の具体的な実施が以上の説明のみに限定されると考えることはできないことを、当業者は理解するべきである。当業者は、本発明の趣旨および範囲から逸脱することなく、ある程度の演繹または置換を行うことを含め、形式および細部に様々な変更を行ってもよい。
１ Ｍｇ２Ｓｉ相
２ ＡｌＭｇＳｉＦｅ相

Claims (17)

  1. 基板と上記基板の表面のめっき層とを含むアルミニウムめっき鋼板であって、上記めっき層のミクロ組織が、Ｍｇ２Ｓｉ相およびＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含み、上記Ｍｇ２Ｓｉ相が、０．００１～５μｍの平均結晶粒径を有する、アルミニウムめっき鋼板。
  2. 上記めっき層が、上記Ｍｇ２Ｓｉ相および上記ＡｌＭｇＳｉＦｅ相を含む表面層を含む、請求項１に記載のアルミニウムめっき鋼板。
  3. 上記めっき層が、Ｆｅ－Ａｌ合金およびＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金を含むバリア層をさらに含み、上記バリア層が、５μｍ以下の厚さを有する、請求項２に記載のアルミニウムめっき鋼板。
  4. 上記めっき層が、５～５０μｍの厚さを有する、請求項１に記載のアルミニウムめっき鋼板。
  5. 上記アルミニウムめっき鋼板の上記基板の組成が、質量パーセントで、０．０５～０．５％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．３～３．０％のＭｎ、０．００５～０．３％のＡｌ、０．０１％≦Ｔｉ＜０．１％、０．０００５％≦Ｂ＜０．１％、０．０５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０００５％≦Ｎｂ＜０．１％、およびＦｅを含む、請求項１に記載のアルミニウムめっき鋼板。
  6. 上記アルミニウムめっき鋼板の上記基板の上記組成が、質量パーセントで、０．０５～０．５％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．３～３．０％のＭｎ、０．００５～０．３％のＡｌ、０．０１％≦Ｔｉ＜０．１％、０．０００５％≦Ｂ＜０．１％、０．０５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０００５％≦Ｎｂ＜０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
    不可避的不純物のうち、質量パーセントで、Ｐ＜０．３％、Ｓ＜０．１％、およびＶ＜０．１％である、
    請求項５に記載のアルミニウムめっき鋼板。
  7. 請求項１に記載のアルミニウムめっき鋼板の製造方法であって、
    製錬する工程；
    圧延する工程；および
    連続焼鈍および溶融めっきを行う工程であって、焼鈍温度が７１０～７８０℃であり、めっき液の温度が６００～６６０℃であり、上記めっき液の温度からめっきポットに入る鋼板の温度を差し引いた温度が５℃以下であり、上記鋼板が上記めっきポットを出た後に冷却され、上記めっきポットを出た上記鋼板の温度からめっき層の凝固温度までの平均冷却速度が１５℃／秒より大きく、上記めっきポットを出た上記鋼板の温度から２００℃までの平均冷却速度が１０～３０℃／秒である、工程
    を含む、アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
  8. 上記めっき液の化学組成が、質量パーセントで、５～１１％のＳｉおよび０．５～２０％のＭｇを含む、請求項７に記載のアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
  9. 上記めっき液が、１～１０質量％のＺｎをさらに含む、請求項８に記載のアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
  10. 上記めっき液の残部が、Ａｌおよび不可避的不純物である、請求項８に記載のアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
  11. 上記圧延する工程が、熱間圧延することを含み、上記熱間圧延の巻取温度が、６３０℃以下である、請求項７に記載のアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
  12. 上記圧延する工程が、冷間圧延することを含み、上記冷間圧延中の変形が、１０～７０％である、請求項１１に記載のアルミニウムめっき鋼板の製造方法。
  13. 請求項１に記載のアルミニウムめっき鋼板を用いて製造された熱成形部品。
  14. 上記熱成形部品が表面層および内部層を含み、上記内部層のＭｇの質量パーセントに対する上記表面層のＭｇの質量パーセントの比が５以上であり、上記熱成形部品が３００以上の芯部硬度ＨＶ１を有する、請求項１３に記載の熱成形部品。
  15. 請求項１３に記載の熱成形部品の製造方法であって、
    上記アルミニウムめっき鋼板をブランクに加工する工程；
    上記ブランクに熱処理を行う工程であって、上記熱処理の加熱方式が一段式加熱または段階式加熱であり；上記熱処理の上記加熱方式が一段式加熱である場合、加熱停止温度が９００～１０００℃のうちのある温度であり、総加熱時間が１０～６００秒であり；上記熱処理の上記加熱方式が段階式加熱である場合、加熱停止温度が７００～１０００℃のうちの複数の温度を含み、総加熱時間が１～１５分であり、上記複数の温度のうち最も高い温度が９００～１０００℃のうちのある温度であり、９００～１０００℃での上記ブランクの保持時間が１０～６００秒である、工程；および
    上記ブランクを熱成形用の金型に移す工程であって、上記金型に移す際の上記ブランクの温度が６５０℃以上であり、上記金型の冷却速度が３０℃／秒以上である、工程
    を含む、熱成形部品の製造方法。
  16. 上記熱成形のプロセスが、ホットスタンプまたは熱間圧延である、請求項１５に記載の熱成形部品の製造方法。
  17. 上記アルミニウムめっき鋼板をブランクに加工する工程の前に、増肉圧延する工程がさらに行われる、請求項１５に記載の熱成形部品の製造方法。
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