WO2021100842A1 - 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- 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
- C23C2/40—Plates; Strips
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- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
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- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
- C23C28/021—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal alloy layer
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Abstract
この被覆鋼部材は、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％を含有する化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆と、を有し、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である。
Description
本発明は、被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法に関する。
本願は、２０１９年１１月２２日に、日本に出願された特願２０１９－２１１２９９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１９年１１月２２日に、日本に出願された特願２０１９－２１１２９９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車分野においては、昨今の環境規制および衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性とを両方を向上させるため、高い引張強度を有する鋼板（高強度鋼板）の適用が拡大している。しかしながら、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するので、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
具体的には、高強度化に伴って鋼板の延性が低下し、複雑な形状に加工した場合に高加工部位で破断するという問題が生じている。また、鋼板の高強度化に伴って、加工後の残留応力によってスプリングバックおよび壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
そこで近年、例えば、特許文献１～３に開示されるように、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。
この技術では、材料を加熱してから成形する。そのため、成形時には、鋼材が軟質であり、良好な成形性を有する。これにより、高強度な鋼板であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼部材は十分な強度を有する。
例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプ技術により、成形後に１４００ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼部材を得られることが開示されている。
近年、世界各国がより高いＣＯ２削減目標を設定し、各自動車会社は衝突安全に配慮した燃費削減を進めている。ガソリン車は勿論、急速に進む電動車においても、乗客だけでなくバッテリーを衝突から守り、またその重量増加分を相殺するため、さらなる高強度材が求められている。例えば鋼部材においては、現在ホットスタンプにより成形された鋼部材として一般的に使用されている強度１．５ＧＰａを超える、より高強度なホットスタンプ部材が必要とされている。
しかしながら、金属材料の多くは、高強度化に伴い諸特性が劣化し、特に水素脆化の感受性が高まる。鋼部材においては引張強度が１．２ＧＰａ以上になると水素脆化感受性が高まることが知られており、自動車分野に先んじて高強度化が進められてきたボルト鋼において水素脆化割れの事例が存在する。１．５ＧＰａを超えるホットスタンプ部材においては、水素脆化感受性がさらに高まると懸念されている。
ホットスタンプ用鋼板として最も普及しているのは、表面にアルミめっきを施した被覆鋼板（アルミめっき鋼板）である。しかしながら、アルミめっき鋼板はホットスタンプの加熱時に水素を吸蔵するので、水素脆化感受性が高まる強度１．５ＧＰａを超える領域において、ホットスタンプ後の車体組み立て以降から水素脆化割れが発生するリスクがある。したがって、さらなる車体軽量化のために１．５ＧＰａを超えるホットスタンプ部材を車体へ適用するためには、水素脆化割れのリスクを十分に低減する必要がある。
引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材に関しては、例えば特許文献２には、靱性に優れ、かつ引張強度が１．８ＧＰａ以上の、熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強度を有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。特許文献４には、１．８ＧＰａ以上という高い引張強度を有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。特許文献５には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強度を有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。
しかしながら特許文献２～５には耐水素脆性について、特にアルミめっき鋼板を用いた場合の水素吸蔵に対する対策が十分でなく、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材としての使用において、安全に対するより高い要求に対しては十分応えられない場合がある。
しかしながら特許文献２～５には耐水素脆性について、特にアルミめっき鋼板を用いた場合の水素吸蔵に対する対策が十分でなく、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材としての使用において、安全に対するより高い要求に対しては十分応えられない場合がある。
また、アルミめっき鋼板を用いた耐水素脆性に優れた高強度鋼材に関して、例えば特許文献６には、鋼板の加熱雰囲気を露点が３０℃以下の雰囲気とすることで鋼材へ侵入する水素量を制限するとともに、後加工後の残留応力を低減することで、ホットスタンプ後に水素脆化を抑制する方法が開示されている。
しかしながら、特許文献６では、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の水素脆化に対する対策は十分でなく、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材への適用において、安全に対するより高い要求に対しては十分応えられない場合がある。
しかしながら、特許文献６では、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の水素脆化に対する対策は十分でなく、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材への適用において、安全に対するより高い要求に対しては十分応えられない場合がある。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、高い引張強度を有し、かつ耐水素脆性に優れた被覆鋼部材、この鋼部材の素材として好適な被覆鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、下記の被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法を要旨とする。以下、被覆鋼板の素材となる、被覆が表面に施されていない鋼板を、単に「鋼板」という。
（１）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆と、を有し、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である被覆鋼部材。
（２）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板と、前記鋼板の表面上の、Ａｌを含有する被覆と、前記鋼板と前記被覆との間に形成された境界部と、を有し、前記境界部における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板の平均Ｃｕ含有量に対して８０％以上である被覆鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼を溶製し、前記鋼を鋳造してスラブを得るスラブ準備工程と、前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、前記熱延鋼板、前記冷延鋼板または前記焼鈍鋼板を、浴温が６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成し、その後、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する被覆工程と、を備える被覆鋼板の製造方法。
（４）上記（３）に記載の被覆鋼板の製造方法では、さらに、前記被覆工程によって得られた被覆鋼板を、４５０～８００℃の温度域で焼鈍する後熱処理工程を備えてもよい。
（５）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼を溶製し、前記鋼を鋳造してスラブを得るスラブ準備工程と、前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、前記熱延鋼板、前記冷延鋼板または前記焼鈍鋼板を、浴温が６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成し、その後、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却して被覆鋼板とする被覆工程と、前記被覆鋼板を、露点３０℃以下の雰囲気下にて１．０～１００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、その後、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却する熱処理工程と、を備える被覆鋼部材の製造方法。
（６）上記（５）に記載の被覆鋼部材の製造方法では、前記被覆工程後に、さらに、前記被覆鋼板を４５０～８００℃の温度域で焼鈍する後熱処理工程を備えてもよい。
（１）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆と、を有し、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である被覆鋼部材。
（２）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板と、前記鋼板の表面上の、Ａｌを含有する被覆と、前記鋼板と前記被覆との間に形成された境界部と、を有し、前記境界部における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板の平均Ｃｕ含有量に対して８０％以上である被覆鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼を溶製し、前記鋼を鋳造してスラブを得るスラブ準備工程と、前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、前記熱延鋼板、前記冷延鋼板または前記焼鈍鋼板を、浴温が６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成し、その後、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する被覆工程と、を備える被覆鋼板の製造方法。
（４）上記（３）に記載の被覆鋼板の製造方法では、さらに、前記被覆工程によって得られた被覆鋼板を、４５０～８００℃の温度域で焼鈍する後熱処理工程を備えてもよい。
（５）質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼を溶製し、前記鋼を鋳造してスラブを得るスラブ準備工程と、前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、必要に応じて、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、前記熱延鋼板、前記冷延鋼板または前記焼鈍鋼板を、浴温が６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成し、その後、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却して被覆鋼板とする被覆工程と、前記被覆鋼板を、露点３０℃以下の雰囲気下にて１．０～１００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、その後、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却する熱処理工程と、を備える被覆鋼部材の製造方法。
（６）上記（５）に記載の被覆鋼部材の製造方法では、前記被覆工程後に、さらに、前記被覆鋼板を４５０～８００℃の温度域で焼鈍する後熱処理工程を備えてもよい。
本発明の上記態様によれば、高い引張強度を有しかつ耐水素脆性に優れる被覆鋼部材及び被覆鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することができる。
本発明の被覆鋼部材は、高強度かつ耐水素脆性に優れるので、自動車部品に適用した場合、燃費及び衝突安全性の向上に寄与する。
本発明の被覆鋼部材は、高強度かつ耐水素脆性に優れるので、自動車部品に適用した場合、燃費及び衝突安全性の向上に寄与する。
本発明者らは、高い引張強度を有し、かつ耐水素脆性に優れた被覆鋼部材を得るべく、これら特性に及ぼす表層組織、鋼材（鋼板基材）の化学組成および内部組織の影響について調査した。その結果、以下の知見を得た。
一般に製造されているホットスタンプ部材に使用される素材の多くは、耐食性に優れたアルミめっきが鋼板の表面に施された被覆鋼板である。この被覆鋼板にホットスタンプを行うと、加熱時に表面のＡｌと鋼板のＦｅとの合金化反応が進み、Ａｌ－Ｆｅ系被覆を持つ被覆鋼部材が得られる。一般に使用されているホットスタンプ後に引張強度１．５ＧＰａ級を示す鋼板の多くは、化学組成が類似しており、０．２０質量％程度のＣを含有し、このＣによってホットスタンプ後の強度を確保している。また、ホットスタンプ製造時の焼入れ性を確保するため、１．３質量％程度のＭｎと０．００２質量％程度のＢを含有していることが多い。
（ａ）本発明者らは、さらなる車体軽量化のため、Ｃ含有量を高めることでホットスタンプ後に１．５ＧＰａを超える高強度部材を得るための詳細検討を行った。その結果、Ｃ含有量を０．２５質量％以上とすることで、ホットスタンプ後に引張強度で１．５ＧＰａ以上の超高強度が得られることが分かった。一方で、引張強度１．５ＧＰａ以上への超高強度化に伴い水素脆化感受性は増大し、ホットスタンプ部材の製造時に加熱炉で侵入する水素によって水素脆化割れが発生するリスクが懸念された。
（ｂ）本発明者らは、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度なＡｌ－Ｆｅ系被覆を有する被覆鋼部材において、まず水素と表面反応との関係を調査し、侵入水素量を低減させることよる耐水素脆性の改善に取り組んだ。その結果、鋼材の最表層に水素固溶度が低いＣｕを分布させることで、そのバリア効果により鋼材への水素侵入が抑制できることを見出した。その理由としては以下の点が考えられる。すなわち、ホットスタンプの加熱時において、空気中のＨ２Ｏが表面のアルミめっきと反応し、その触媒効果で２Ｈに乖離した後に一部のＨが鋼材に侵入する。ＣｕはＨ２から２Ｈへの乖離を抑制することで、つまり水素原子の発生を抑制することで、侵入水素量を低減する効果があると考えられる。
（ｃ）本発明者らはさらに、１．５ＧＰａを超える引張強度を有する鋼材の、化学組成や組織と水素脆化感受性との関係を調査し、限界水素量（Ｈｃ）の向上による耐水素脆性の改善に取り組んだ。その結果、まずＭｎ含有量を低減することで鋼材の水素脆化感受性が低減すること、つまり水素脆化が発生しない限界の水素量が向上することを見出した。一方で、Ｍｎ含有量の低減に伴う焼入れ性の低下を補うため、また、上述したＣｕを含有させる場合に鋼板製造時の熱間脆性を抑制するため、Ｎｉを含有させた場合、Ｎｉが水素脆化を助長することも見出した。本発明者らが検討した結果、Ｃｕによる熱間脆性の抑制にはＳｉも有効であり、Ｎｉ含有量を低減しても、Ｓｉ含有量を高めることで限界水素量の低下を最小限にしながら、安定した鋼板製造が可能となることを見出した。また、Ｓｉはパーライト析出を抑制することで焼入れ性を向上させる効果を有する元素であり、Ｍｏも焼入れ性を高める元素である。そのため、ＳｉとＭｏとを含有させることでＭｎ低減により不足した焼入れ性を補填できることが分かった。
また、Ｎｂを含有させると、鋼材の内部組織が微細になる（細粒化する）。そのため、Ｎｂを含有させることで、水素脆化の起点となることが多い粒界の破壊が抑制され、限界水素量が向上することが分かった。
また、Ｎｂを含有させると、鋼材の内部組織が微細になる（細粒化する）。そのため、Ｎｂを含有させることで、水素脆化の起点となることが多い粒界の破壊が抑制され、限界水素量が向上することが分かった。
本発明者らは、上記の知見に基づき、侵入水素量を低減すること、及び鋼材の限界水素量を向上させることにより、耐水素脆性を大きく改善し、１．５ＧＰａを超える高強度ホットスタンプ部材及びその素材として好適な被覆鋼板を開発した。このような鋼部材は、水素脆化リスクを十分に低減しながら、より安全に車体へ適用できる。
以下、本発明の一実施形態に係る被覆鋼部材（本実施形態に係る被覆鋼部材）、被覆鋼板（本実施形態に係る被覆鋼板）およびそれらの製造方法の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）被覆鋼部材
本実施形態に係る被覆鋼部材は、図１に示すように、所定の化学組成からなる鋼板基材１と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆２（以下Ａｌ－Ｆｅ系被覆という場合がある）と、を有する。
また、前記被覆２の表層部にはＣｕ含有量が鋼板基材のＣｕ含有量以上であるＣｕ濃化領域３が形成され、その結果、被覆鋼部材の表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が、前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である。
本実施形態に係る被覆鋼部材は、図１に示すように、所定の化学組成からなる鋼板基材１と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆２（以下Ａｌ－Ｆｅ系被覆という場合がある）と、を有する。
また、前記被覆２の表層部にはＣｕ含有量が鋼板基材のＣｕ含有量以上であるＣｕ濃化領域３が形成され、その結果、被覆鋼部材の表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が、前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である。
（Ａ１）鋼板基材の化学組成
本実施形態に係る被覆鋼部材の鋼板基材は所定の化学組成からなる。具体的には、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる。
各元素の限定理由は下記の通りである。ここで鋼板基材の化学組成とは、被覆鋼部材のうち、表面のＡｌ－Ｆｅ系被覆やＣｕ濃化領域を除いた部分（例えば鋼板基材の表面から鋼板基材の厚みの１／４の位置）の化学組成をいうものとする。以下、含有量に関する％は、断りがない限り質量％である。また、「～」を挟んで示される範囲は、その両端の値を、下限値及び上限値として含む。
本実施形態に係る被覆鋼部材の鋼板基材は所定の化学組成からなる。具体的には、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる。
各元素の限定理由は下記の通りである。ここで鋼板基材の化学組成とは、被覆鋼部材のうち、表面のＡｌ－Ｆｅ系被覆やＣｕ濃化領域を除いた部分（例えば鋼板基材の表面から鋼板基材の厚みの１／４の位置）の化学組成をいうものとする。以下、含有量に関する％は、断りがない限り質量％である。また、「～」を挟んで示される範囲は、その両端の値を、下限値及び上限値として含む。
Ｃ：０．２５～０．６５％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ等の焼入れ後の被覆鋼部材の強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ後の被覆鋼部材において十分な強度（１．５ＧＰａ超）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。Ｃ含有量は０．２８％以上が好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、焼入れ後の被覆鋼部材の強度が高くなり過ぎて、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．６５％以下とする。Ｃ含有量は、０．６０％以下が好ましい。
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ等の焼入れ後の被覆鋼部材の強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ後の被覆鋼部材において十分な強度（１．５ＧＰａ超）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。Ｃ含有量は０．２８％以上が好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、焼入れ後の被覆鋼部材の強度が高くなり過ぎて、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．６５％以下とする。Ｃ含有量は、０．６０％以下が好ましい。
Ｓｉ：０．１０～１．００％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために効果のある元素である。またＳｉは、鋼板製造時のＣｕによる熱間脆性を抑制し、安定した生産性を確保する効果のある元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．１０％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量は０．３５％以上が好ましい。
一方、鋼中のＳｉ含有量が１．００％を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストが上昇したり、ホットスタンプ加熱時にフェライトが残留して被覆鋼部材の強度が低下したりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために効果のある元素である。またＳｉは、鋼板製造時のＣｕによる熱間脆性を抑制し、安定した生産性を確保する効果のある元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．１０％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量は０．３５％以上が好ましい。
一方、鋼中のＳｉ含有量が１．００％を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストが上昇したり、ホットスタンプ加熱時にフェライトが残留して被覆鋼部材の強度が低下したりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
Ｍｎ：０．３０～１．００％
Ｍｎは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特にＭｎ含有量が１．００％を越えると、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以下に制限する。Ｍｎ含有量は０．８０％以下に制限することが好ましい。
一方、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｍｎはさらに、Ａｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上が好ましい。
Ｍｎは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特にＭｎ含有量が１．００％を越えると、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以下に制限する。Ｍｎ含有量は０．８０％以下に制限することが好ましい。
一方、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｍｎはさらに、Ａｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上が好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．００５％以下に制限することが好ましい。Ｐは少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．００１％以上としてもよい。
Ｐは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．００５％以下に制限することが好ましい。Ｐは少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、限界水素量の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．０００１％以上としてもよい。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、限界水素量が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
Ｎは、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、限界水素量が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に、再結晶を抑制するとともに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、被覆鋼部材の限界水素量が向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上が好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるので、焼入れ後の被覆鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に、再結晶を抑制するとともに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、被覆鋼部材の限界水素量が向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上が好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるので、焼入れ後の被覆鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
Ｂ：０．０００５～０．０１００％
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して限界水素量を向上させる元素であり、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下が好ましい。
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して限界水素量を向上させる元素であり、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下が好ましい。
Ｎｂ：０．０２～０．１０％
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の限界水素量を向上させる作用を有するので、重要な元素である。Ｎｂ含有量が０．０２％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０３％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがってＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下が好ましい。
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の限界水素量を向上させる作用を有するので、重要な元素である。Ｎｂ含有量が０．０２％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０３％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがってＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下が好ましい。
Ｍｏ：０．１０～１．００％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。特に上記Ｂと複合含有させることで焼入れ性向上の相乗効果が得られる。Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とする。Ｍｏ含有量は、０．１５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。また、Ｍｏは、鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。特に上記Ｂと複合含有させることで焼入れ性向上の相乗効果が得られる。Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とする。Ｍｏ含有量は、０．１５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。また、Ｍｏは、鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｃｕ：０．１５～１．００％
Ｃｕは、鋼材の表層に濃化し、ホットスタンプ部材の製造における、加熱時に侵入する水素を低減する作用を有するので、非常に重要な元素である。また、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｃｕは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．１５％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｃｕは、鋼材の表層に濃化し、ホットスタンプ部材の製造における、加熱時に侵入する水素を低減する作用を有するので、非常に重要な元素である。また、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｃｕは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．１５％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｎｉ：０．０５～０．２５％
Ｎｉは、鋼板製造時のＣｕによる熱間脆性を抑制し、安定した生産性を確保するために、重要な元素である。Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上が好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が０．２５％を超えると、被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．２５％以下とする。Ｎｉ含有量は０．２０％以下が好ましい。
Ｎｉは、鋼板製造時のＣｕによる熱間脆性を抑制し、安定した生産性を確保するために、重要な元素である。Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上が好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が０．２５％を超えると、被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．２５％以下とする。Ｎｉ含有量は０．２０％以下が好ましい。
本実施形態に係る被覆鋼部材には、焼入れ性、強度、限界水素量、脱酸性、耐食性の向上のため、上記の元素に加えてさらに、下記に示すＣｒ、Ｖ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、ＺｒおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。これらの元素は任意元素であり、必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
Ｃｒ：０～１．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。また、Ｃｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。また、Ｃｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果や水素トラップ効果により鋼材の限界水素量を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．００％以下とする。
Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果や水素トラップ効果により鋼材の限界水素量を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．００％以下とする。
Ｃａ：０～０．０１０％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を高める効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合の含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下がより好ましい。
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を高める効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合の含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下がより好ましい。
Ａｌ：０～１．００％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．００％以下とする。
Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とする。
Ｗ：０～１．００％
Ｗは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。そのため、含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得るためには、Ｗを０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＷ含有量は１．００％以下とする。
Ｗは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の被覆鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。そのため、含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得るためには、Ｗを０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＷ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｂ：０～１．００％
Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、含有させる場合のＳｂ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、含有させる場合のＳｂ含有量は１．００％以下とする。
Ｚｒ：０～１．００％
Ｚｒは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｚｒは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量が低下する。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量は１．００％以下とする。
ＲＥＭ：０～０．３０％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を向上させる効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得たい場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．２０％以下が好ましい。
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の被覆鋼部材の限界水素量を向上させる効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得たい場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．２０％以下が好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等のランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ－Ｓｉ－ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｌａ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒが含まれる。
本実施形態の被覆鋼部材の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る被覆鋼部材の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
化学組成は、以下の方法で求めることができる。
鋼板基材の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置から、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られた含有量を平均することで得られる。
鋼板基材の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置から、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られた含有量を平均することで得られる。
（Ａ２）被覆
本実施形態に係る被覆鋼部材は、上述した鋼板基材の表面に、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）を有する。本実施形態において、Ａｌ－Ｆｅ系被覆はＡｌおよびＦｅを主体とした被覆であり、平均組成で、ＡｌとＦｅとを合計で７０％以上含むことが好ましい。また、Ａｌ－Ｆｅ系被覆は皮膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。Ａｌ－Ｆｅ系被覆は、Ａｌ、Ｆｅの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。
被覆の厚みは、特に限定しないが、５～５０μｍであることが好ましい。
本実施形態に係る被覆鋼部材は、上述した鋼板基材の表面に、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）を有する。本実施形態において、Ａｌ－Ｆｅ系被覆はＡｌおよびＦｅを主体とした被覆であり、平均組成で、ＡｌとＦｅとを合計で７０％以上含むことが好ましい。また、Ａｌ－Ｆｅ系被覆は皮膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。Ａｌ－Ｆｅ系被覆は、Ａｌ、Ｆｅの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。
被覆の厚みは、特に限定しないが、５～５０μｍであることが好ましい。
Ａｌ－Ｆｅ系被覆におけるＡｌ、ＦｅやＳｉ等の含有量は、被覆鋼部材の表面（すなわち被覆の表面）から厚み方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行って求める。具体的には、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の概ね１／４の位置において、被覆鋼部材の表面から鋼部材の厚み方向（鋼板基材の板厚方向）にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ａｌ、ＦｅやＳｉ等の含有量を求める。
本実施形態では、Ａｌ－Ｆｅ系被覆とは、被覆鋼部材の表面からＧＤＳで測定を行った際、Ｆｅが９５質量％未満となる領域とする。また鋼板基材とは、Ｆｅが９５質量％以上となる領域とする。すなわち、本実施形態に係る被覆鋼部材では、表面から鋼板基材に向かってＦｅ含有量が増加する傾向にあるので、厚み方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行った際、Ｆｅが９５質量％となるまでの範囲を被覆とし、Ｆｅが９５質量％となった位置を被覆と鋼板基材との界面とし、それ以降を鋼板基材と判断する。
本実施形態では、Ａｌ－Ｆｅ系被覆とは、被覆鋼部材の表面からＧＤＳで測定を行った際、Ｆｅが９５質量％未満となる領域とする。また鋼板基材とは、Ｆｅが９５質量％以上となる領域とする。すなわち、本実施形態に係る被覆鋼部材では、表面から鋼板基材に向かってＦｅ含有量が増加する傾向にあるので、厚み方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行った際、Ｆｅが９５質量％となるまでの範囲を被覆とし、Ｆｅが９５質量％となった位置を被覆と鋼板基材との界面とし、それ以降を鋼板基材と判断する。
（Ａ３）表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量
本実施形態に係る被覆鋼部材は、上述したＡｌ－Ｆｅ系被覆の表層にＣｕ濃化領域を有し、被覆鋼部材の表面（被覆が最表面であれば被覆の表面でもある）から深さ方向（鋼部材の厚み方向）に５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が、鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である。
本実施形態では、Ｃｕ濃化領域とは、被覆鋼部材の表面から厚み方向にＧＤＳで測定を行った際、鋼板基材のＣｕ含有量に対し、１００％以上のＣｕ含有量となる領域とする。本実施形態に係る被覆鋼部材では、例えば表面から深さ１０．０μｍ以上の範囲にＣｕ濃化領域が形成され、特に表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上となる。
本実施形態に係る被覆鋼部材は、上述したＡｌ－Ｆｅ系被覆の表層にＣｕ濃化領域を有し、被覆鋼部材の表面（被覆が最表面であれば被覆の表面でもある）から深さ方向（鋼部材の厚み方向）に５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が、鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である。
本実施形態では、Ｃｕ濃化領域とは、被覆鋼部材の表面から厚み方向にＧＤＳで測定を行った際、鋼板基材のＣｕ含有量に対し、１００％以上のＣｕ含有量となる領域とする。本実施形態に係る被覆鋼部材では、例えば表面から深さ１０．０μｍ以上の範囲にＣｕ濃化領域が形成され、特に表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上となる。
被覆の表層部のＣｕ含有量を上記のように制御することで、被覆鋼部材に侵入する水素量が低減し、耐水素脆性が向上する。Ｃｕ濃化領域がなく表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が鋼板基材に含まれるＣｕ含有量に対して１５０％未満であると、侵入水素量が十分に低減されず、水素脆化割れのリスクがある。好ましくは、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１８０％以上、より好ましくは、２００％以上である。
表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量の上限は特に規定しないが、鋼板基材に含まれるＣｕ含有量に対して１０００％までは濃化し得る。
表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量の上限は特に規定しないが、鋼板基材に含まれるＣｕ含有量に対して１０００％までは濃化し得る。
被覆鋼部材の表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量は、被覆鋼部材の表面から被覆鋼部材の厚み方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行って求める。具体的には、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の概ね１／４の位置において、被覆鋼部材の表面から厚み方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、被覆鋼部材の表面から、深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量を求める。この測定を５回行い、各測定において得られた最大Ｃｕ含有量の平均値を、被覆鋼部材の表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量とする。被覆鋼部材に塗装が施されている場合は、塗膜部分のみ除去し、ＧＤＳを行う。
（Ａ４）鋼板基材の内部組織
本実施形態に係る被覆鋼部材の鋼板基材の内部組織（金属組織）は高強度なマルテンサイトが主体となる組織である。好ましくは、面積分率で７０％以上がマルテンサイトである。より好ましくは８０％以上である。
本実施形態に係る被覆鋼部材の鋼板基材の内部組織（金属組織）は高強度なマルテンサイトが主体となる組織である。好ましくは、面積分率で７０％以上がマルテンサイトである。より好ましくは８０％以上である。
鋼板基材の内部組織は、マルテンサイト以外の残部として、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライトやパーライトを含有することもある。マルテンサイトには、焼戻しマルテンサイトや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う自己発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。
鋼板基材の内部組織は、以下の方法で判断することができる。
マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、自動焼戻しマルテンサイトを含む）の面積分率は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属する電子線回折装置によって測定する。鋼部材の板幅１／４部かつ鋼板基材の板厚１／４部から測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。薄膜試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、ＴＥＭ観察の範囲は面積で４００μｍ２の範囲とする。薄膜試料の電子線の回折パターンにより、体心立方格子であるマルテンサイトやベイナイトと、面心立方格子の残留オーステナイトとを区別可能である。そして、マルテンサイトおよびベイナイト中の鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）を回折パターンにより見出し、その析出形態を観察することで、マルテンサイト及びベイナイトの組織分率をそれぞれ測定する。具体的には、析出形態が３方向析出ならマルテンサイトと判断し、１方向の限定析出ならベイナイトと判断する。ＴＥＭによって測定されるマルテンサイト及びベイナイトの組織分率は面積％として測定されるが、本実施形態に係る被覆鋼部材は、鋼板基材の金属組織が等方性を有するので、面積分率の値をそのまま体積分率に置き換えることができる。マルテンサイトとベイナイトとの判別のため炭化物を観察するが、本実施形態では、炭化物は組織の体積分率に含めないものとする。
残部組織としてフェライトまたはパーライトが存在している場合は、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で容易に確認できる。具体的には、鋼部材の板幅１／４部かつ鋼板基材の板厚１／４部から測定試料を切り出し、観察用の試料とする。試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、顕微鏡による観察範囲は面積で４００００μｍ２の範囲とする。切り出した試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。次いで、ナイタール腐食液によりエッチングを行ってフェライト及びパーライトを現出させ、これを顕微鏡観察することで、フェライトまたはパーライトの存在を確認する。フェライトとセメンタイトとが交互に層状に並んだ組織をパーライトとし、セメンタイトが粒状に析出するベイナイトと判別する。
マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、自動焼戻しマルテンサイトを含む）の面積分率は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属する電子線回折装置によって測定する。鋼部材の板幅１／４部かつ鋼板基材の板厚１／４部から測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。薄膜試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、ＴＥＭ観察の範囲は面積で４００μｍ２の範囲とする。薄膜試料の電子線の回折パターンにより、体心立方格子であるマルテンサイトやベイナイトと、面心立方格子の残留オーステナイトとを区別可能である。そして、マルテンサイトおよびベイナイト中の鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）を回折パターンにより見出し、その析出形態を観察することで、マルテンサイト及びベイナイトの組織分率をそれぞれ測定する。具体的には、析出形態が３方向析出ならマルテンサイトと判断し、１方向の限定析出ならベイナイトと判断する。ＴＥＭによって測定されるマルテンサイト及びベイナイトの組織分率は面積％として測定されるが、本実施形態に係る被覆鋼部材は、鋼板基材の金属組織が等方性を有するので、面積分率の値をそのまま体積分率に置き換えることができる。マルテンサイトとベイナイトとの判別のため炭化物を観察するが、本実施形態では、炭化物は組織の体積分率に含めないものとする。
残部組織としてフェライトまたはパーライトが存在している場合は、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で容易に確認できる。具体的には、鋼部材の板幅１／４部かつ鋼板基材の板厚１／４部から測定試料を切り出し、観察用の試料とする。試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、顕微鏡による観察範囲は面積で４００００μｍ２の範囲とする。切り出した試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。次いで、ナイタール腐食液によりエッチングを行ってフェライト及びパーライトを現出させ、これを顕微鏡観察することで、フェライトまたはパーライトの存在を確認する。フェライトとセメンタイトとが交互に層状に並んだ組織をパーライトとし、セメンタイトが粒状に析出するベイナイトと判別する。
（Ａ５）被覆鋼部材の特性
本実施形態に係る被覆鋼部材は、Ａｌ－Ｆｅ系被覆の表層が上述のように制御されることで、加熱炉内の被覆鋼板等の鋼材の表面における、Ｈ２Ｏから水素原子への乖離が抑制され、鋼材への侵入水素量が低減する。また、本実施形態に係る被覆鋼部材は、侵入水素量が少ないだけでなく、化学組成や内部組織が上述のように制御されることで、鋼材の限界水素量が多い。そのため、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度で、かつ、耐水素脆性に優れる。
本実施形態に係る被覆鋼部材は、Ａｌ－Ｆｅ系被覆の表層が上述のように制御されることで、加熱炉内の被覆鋼板等の鋼材の表面における、Ｈ２Ｏから水素原子への乖離が抑制され、鋼材への侵入水素量が低減する。また、本実施形態に係る被覆鋼部材は、侵入水素量が少ないだけでなく、化学組成や内部組織が上述のように制御されることで、鋼材の限界水素量が多い。そのため、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度で、かつ、耐水素脆性に優れる。
本実施形態において、侵入水素量は昇温水素分析によって１００℃／ｈｒで昇温し３００℃までに得られる拡散性水素量によって評価される。例えば、被覆鋼板を大気中の水分が異なる、つまり露点が異なる条件で加熱し、ホットスタンプ後に試験片を切出し、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析によって評価される。
本実施形態に係る被覆鋼部材では、侵入水素量が、露点：３０℃以下の雰囲気下であれば０．３０質量ｐｐｍ以下という、少ない拡散性水素量（Ｈｅ）が得られる。以下水素量に関するｐｐｍは、断りがない限り質量ｐｐｍである。
本実施形態に係る被覆鋼部材では、侵入水素量が、露点：３０℃以下の雰囲気下であれば０．３０質量ｐｐｍ以下という、少ない拡散性水素量（Ｈｅ）が得られる。以下水素量に関するｐｐｍは、断りがない限り質量ｐｐｍである。
また、本実施形態において、限界水素量は上述したような露点の異なる条件でホットスタンプを行い、その後応力を付与することによって評価される。例えば被覆鋼板を露点が異なる条件で加熱し、Ｕ字形状にホットスタンプを行ったＵ曲げ試験片を降伏強度以下の応力（例えば引張強度の６０％）で締込み放置した結果、割れの有無を観察し、割れない限界の露点における上記水素量によって評価される。
本実施形態に係る被覆鋼部材では、引張強度：２．１ＧＰａ未満では０．３０ｐｐｍ以上、引張強度：２．１ＧＰａ以上かつ２．５ＧＰａ未満では０．２５ｐｐｍ以上、引張強度：２．５ＧＰａ以上では０．２０ｐｐｍ以上という優れた限界水素量が得られる。
本実施形態に係る被覆鋼部材では、引張強度：２．１ＧＰａ未満では０．３０ｐｐｍ以上、引張強度：２．１ＧＰａ以上かつ２．５ＧＰａ未満では０．２５ｐｐｍ以上、引張強度：２．５ＧＰａ以上では０．２０ｐｐｍ以上という優れた限界水素量が得られる。
被覆鋼部材の形状については特に限定しない。すなわち、平板であってもよく、成形体であってもよい。熱間成形された被覆鋼部材は、多くの場合は成形体であり、本実施形態では、成形体である場合、平板である場合をともに含めて「被覆鋼部材」という。また、被覆鋼部材は、箇所によって強度が異なるテーラードプロパティ材であってもよい。
（Ｂ）被覆鋼板
次に、本実施形態に係る被覆鋼板について説明する。本実施形態に係る被覆鋼板は、上述した本実施形態に係る被覆鋼部材の素材として好適である。
本実施形態に係る被覆鋼板は、図２に示すように、所定の化学組成からなる鋼板１１と、前記鋼板の表面上のＡｌを含有する被覆１２（以下Ａｌ系被覆という場合がある）と、前記鋼板１１と前記被覆１２（Ａｌ系被覆）との間に形成された境界部１３とを有する。
さらに、本実施形態に係る被覆鋼板は、Ａｌ系被覆と鋼板との間の境界部における最大Ｃｕ含有量が、鋼板における平均Ｃｕ含有量の８０％以上である。
次に、本実施形態に係る被覆鋼板について説明する。本実施形態に係る被覆鋼板は、上述した本実施形態に係る被覆鋼部材の素材として好適である。
本実施形態に係る被覆鋼板は、図２に示すように、所定の化学組成からなる鋼板１１と、前記鋼板の表面上のＡｌを含有する被覆１２（以下Ａｌ系被覆という場合がある）と、前記鋼板１１と前記被覆１２（Ａｌ系被覆）との間に形成された境界部１３とを有する。
さらに、本実施形態に係る被覆鋼板は、Ａｌ系被覆と鋼板との間の境界部における最大Ｃｕ含有量が、鋼板における平均Ｃｕ含有量の８０％以上である。
（Ｂ１）鋼板の化学組成
被覆鋼板を構成する鋼板の化学組成の範囲は、上述した被覆鋼部材における鋼板基材の化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。ここで鋼板の化学組成とは、被覆鋼板のうち、表面のＡｌ系被覆、およびＡｌ系被覆と鋼板との間の境界部を除いた部分の化学組成をいうものとする。例えば、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を代表位置として、この位置で、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られる。
被覆鋼板を構成する鋼板の化学組成の範囲は、上述した被覆鋼部材における鋼板基材の化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。ここで鋼板の化学組成とは、被覆鋼板のうち、表面のＡｌ系被覆、およびＡｌ系被覆と鋼板との間の境界部を除いた部分の化学組成をいうものとする。例えば、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を代表位置として、この位置で、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られる。
（Ｂ２）被覆
本実施形態に係る被覆鋼板は、鋼板の表面にＡｌを含有する被覆（Ａｌ系被覆）を有する。Ａｌ系被覆とはＡｌを主体とした被覆であり、平均組成でＡｌを４０％以上含むことが好ましい。Ａｌ系被覆は被膜、めっき層ともいう。Ａｌ系被覆は、Ａｌの他、更にＳｉ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。一般的にＳｉを１０質量％程度含むことが多い。
被覆の種類は限定されない。例えば溶融めっき、電気めっき、または、溶射等によって形成された被覆である。
被覆の厚みは、特に限定しないが、５～５０μｍであることが好ましい。
本実施形態に係る被覆鋼板は、鋼板の表面にＡｌを含有する被覆（Ａｌ系被覆）を有する。Ａｌ系被覆とはＡｌを主体とした被覆であり、平均組成でＡｌを４０％以上含むことが好ましい。Ａｌ系被覆は被膜、めっき層ともいう。Ａｌ系被覆は、Ａｌの他、更にＳｉ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。一般的にＳｉを１０質量％程度含むことが多い。
被覆の種類は限定されない。例えば溶融めっき、電気めっき、または、溶射等によって形成された被覆である。
被覆の厚みは、特に限定しないが、５～５０μｍであることが好ましい。
（Ｂ３）境界部
本実施形態に係る被覆鋼板では、被覆と鋼板との境界部における最大Ｃｕ含有量が、鋼板のＣｕ含有量（平均含有量）の８０％以上である。
被覆鋼板の境界部における最大Ｃｕ含有量が鋼板のＣｕ含有量の８０％未満であると、この被覆鋼板をホットスタンプして得られる被覆鋼部材において、表面から５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が低くなる。この場合、侵入水素量が十分に低減されず、水素脆化割れのリスクがある。
好ましくは、被覆と鋼板との境界部における最大Ｃｕ含有量が、鋼板のＣｕ含有量（平均含有量）の１００％以上であり、より好ましくは１２０％以上である。
境界部における最大Ｃｕ含有量の上限は特に規定しないが、鋼板のＣｕ含有量に対して１５０％となることもある。本実施形態において、境界部とは、被覆鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の概ね１／４の位置において、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｆｅが８５質量％以上、９５質量％未満となる領域である。一方、Ｆｅが８５質量％未満である領域を被覆、Ｆｅが９５質量％以上である領域を鋼板とする。
境界部は、鋼板表面にＡｌ系被覆を形成する際に形成される。
本実施形態に係る被覆鋼板では、被覆と鋼板との境界部における最大Ｃｕ含有量が、鋼板のＣｕ含有量（平均含有量）の８０％以上である。
被覆鋼板の境界部における最大Ｃｕ含有量が鋼板のＣｕ含有量の８０％未満であると、この被覆鋼板をホットスタンプして得られる被覆鋼部材において、表面から５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が低くなる。この場合、侵入水素量が十分に低減されず、水素脆化割れのリスクがある。
好ましくは、被覆と鋼板との境界部における最大Ｃｕ含有量が、鋼板のＣｕ含有量（平均含有量）の１００％以上であり、より好ましくは１２０％以上である。
境界部における最大Ｃｕ含有量の上限は特に規定しないが、鋼板のＣｕ含有量に対して１５０％となることもある。本実施形態において、境界部とは、被覆鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の概ね１／４の位置において、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｆｅが８５質量％以上、９５質量％未満となる領域である。一方、Ｆｅが８５質量％未満である領域を被覆、Ｆｅが９５質量％以上である領域を鋼板とする。
境界部は、鋼板表面にＡｌ系被覆を形成する際に形成される。
境界部における最大Ｃｕ含有量は以下のようにして求めることができる。
境界部における最大Ｃｕ含有量は、被覆鋼板の表面から鋼板の板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行って求める。具体的には、被覆鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の概ね１／４の位置において、被覆鋼板の表面（すなわち被覆の表面）から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｆｅが８５質量％以上、９５質量％未満となる領域を境界部とし、この境界部の範囲における最大Ｃｕ含有量を求める。この測定を５回行い、各測定において得られた最大Ｃｕ含有量の平均値を、境界部における最大Ｃｕ含有量とする。
鋼板のＣｕ含有量は、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置から、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られた含有量を平均することで得られる。
境界部における最大Ｃｕ含有量は、被覆鋼板の表面から鋼板の板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行って求める。具体的には、被覆鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の概ね１／４の位置において、被覆鋼板の表面（すなわち被覆の表面）から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｆｅが８５質量％以上、９５質量％未満となる領域を境界部とし、この境界部の範囲における最大Ｃｕ含有量を求める。この測定を５回行い、各測定において得られた最大Ｃｕ含有量の平均値を、境界部における最大Ｃｕ含有量とする。
鋼板のＣｕ含有量は、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置から、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られた含有量を平均することで得られる。
（Ｂ４）鋼板の内部組織
本実施形態に係る被覆鋼板が備える鋼板の内部組織（金属組織）は限定されないが、フェライトやパーライトであることが多い。後述する製造方法の条件内において、ベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを含有することもある。上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。鋼板の内部組織とは、上述した境界部を除いた鋼板の組織のことである。
鋼板の内部組織は、上述した鋼板基材の内部組織と同様の方法で判断することができる。
本実施形態に係る被覆鋼板が備える鋼板の内部組織（金属組織）は限定されないが、フェライトやパーライトであることが多い。後述する製造方法の条件内において、ベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを含有することもある。上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。鋼板の内部組織とは、上述した境界部を除いた鋼板の組織のことである。
鋼板の内部組織は、上述した鋼板基材の内部組織と同様の方法で判断することができる。
次に、被覆鋼板、被覆鋼部材の製造方法について説明する。
（Ｃ）被覆鋼板の製造方法
本実施形態に係る被覆鋼板は、以下に示す工程を含む製造方法を用いることにより製造することができる。
本実施形態に係る被覆鋼板は、以下に示す工程を含む製造方法を用いることにより製造することができる。
製造方法
（ｉ）上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造してスラブを製造する、スラブ準備工程
（ｉｉ）得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱間圧延工程
（ｉｉｉ）熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程
（ｉｖ）必要に応じて、巻き取り工程後の熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程
（ｖ）必要に応じて、巻き取り工程後または熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする、冷間圧延工程
（ｖｉ）必要に応じて、熱延鋼板又は冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程
（ｖｉｉ）熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板にＡｌ系被覆を施して被覆鋼板とする、被覆工程。
（ｉ）上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造してスラブを製造する、スラブ準備工程
（ｉｉ）得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱間圧延工程
（ｉｉｉ）熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程
（ｉｖ）必要に応じて、巻き取り工程後の熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程
（ｖ）必要に応じて、巻き取り工程後または熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする、冷間圧延工程
（ｖｉ）必要に応じて、熱延鋼板又は冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程
（ｖｉｉ）熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板にＡｌ系被覆を施して被覆鋼板とする、被覆工程。
以下、各工程について説明する。
＜スラブ準備工程＞
スラブ準備工程では、上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造することで熱間圧延に供するスラブを製造する。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
スラブ準備工程では、上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造することで熱間圧延に供するスラブを製造する。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程においては、スラブを加熱し、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。熱間圧延条件については限定されない。
熱間圧延工程においては、スラブを加熱し、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。熱間圧延条件については限定されない。
＜巻き取り工程＞
巻き取り工程では、例えば熱間圧延後の熱延鋼板を８００℃以下の温度域で巻き取る。巻き取り温度が８００℃を超えると、変態がほとんど進まない内に巻き取られ、コイル内で変態が進行するので、コイル形状不良となる場合があり、好ましくない。
巻き取り工程では、例えば熱間圧延後の熱延鋼板を８００℃以下の温度域で巻き取る。巻き取り温度が８００℃を超えると、変態がほとんど進まない内に巻き取られ、コイル内で変態が進行するので、コイル形状不良となる場合があり、好ましくない。
＜熱延板焼鈍工程＞
熱延板焼鈍工程は、必ずしも行わなくてよいが、行う場合、熱延鋼板に対し、例えば窒素８０体積％以上の雰囲気や大気雰囲気で４５０～８００℃で５時間以上の焼鈍を施す。
熱延板焼鈍工程は、必ずしも行わなくてよいが、行う場合、熱延鋼板に対し、例えば窒素８０体積％以上の雰囲気や大気雰囲気で４５０～８００℃で５時間以上の焼鈍を施す。
＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程では熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板（または、熱延板焼鈍工程を行わない場合には巻き取り工程後の熱延鋼板）にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする。デスケーリング及び冷間圧延は必ずしも行わなくてよいが、冷間圧延を行う場合、良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における累積圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
デスケーリングの方法は、特に限定されないが、酸洗とすることが好ましい。また、酸洗を行う場合、条件を塩酸または硫酸酸洗にて鉄スケールのみ除去することが好ましい。
冷間圧延工程では熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板（または、熱延板焼鈍工程を行わない場合には巻き取り工程後の熱延鋼板）にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする。デスケーリング及び冷間圧延は必ずしも行わなくてよいが、冷間圧延を行う場合、良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における累積圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
デスケーリングの方法は、特に限定されないが、酸洗とすることが好ましい。また、酸洗を行う場合、条件を塩酸または硫酸酸洗にて鉄スケールのみ除去することが好ましい。
＜焼鈍工程＞
被覆前の焼鈍工程では、必要に応じて熱延鋼板または冷延鋼板に対し、７００～９５０℃の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする。
被覆前の焼鈍工程では、必要に応じて熱延鋼板または冷延鋼板に対し、７００～９５０℃の温度域で焼鈍を施して焼鈍鋼板とする。
＜被覆工程＞
被覆工程では、Ａｌ系被覆を施して、鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板）の表面にＡｌ系被覆を形成し、被覆鋼板とする。Ａｌ系被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等が可能である。工業的に最も普及しているのは溶融めっき法である。
溶融めっきを行う場合、鋼板と被覆との境界部における最大Ｃｕ含有量を鋼板のＣｕ含有量に対して８０％以上とするため、６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成した後に、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する。このとき鋼板に含まれるＣｕがＡｌ系被覆との境界部に拡散し、境界部における最大Ｃｕ含有量を、鋼板のＣｕ含有量に対して８０％以上とすることができる。
浴温が、６００℃未満であるとめっきの濡れ性が十分でなく、被覆不良となる領域が出る場合がある。冷却停止温度が２００℃超であると、それ以下の温度域の冷却速度が３０℃／秒以上となり、境界部における最大Ｃｕ含有量が鋼板のＣｕ含有量に対して８０％未満となる場合がある。平均冷却速度が３０℃／秒以上であると、鋼板に含まれるＣｕのＡｌ系被覆との境界部への拡散が十分でなく、境界部における最大Ｃｕ含有量が鋼板のＣｕ含有量に対して８０％未満となる場合がある。
好ましくは、平均冷却速度を１５℃／秒未満とする。この場合、Ｃｕの拡散がより促進される。
被覆工程では、Ａｌ系被覆を施して、鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板）の表面にＡｌ系被覆を形成し、被覆鋼板とする。Ａｌ系被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等が可能である。工業的に最も普及しているのは溶融めっき法である。
溶融めっきを行う場合、鋼板と被覆との境界部における最大Ｃｕ含有量を鋼板のＣｕ含有量に対して８０％以上とするため、６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成した後に、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する。このとき鋼板に含まれるＣｕがＡｌ系被覆との境界部に拡散し、境界部における最大Ｃｕ含有量を、鋼板のＣｕ含有量に対して８０％以上とすることができる。
浴温が、６００℃未満であるとめっきの濡れ性が十分でなく、被覆不良となる領域が出る場合がある。冷却停止温度が２００℃超であると、それ以下の温度域の冷却速度が３０℃／秒以上となり、境界部における最大Ｃｕ含有量が鋼板のＣｕ含有量に対して８０％未満となる場合がある。平均冷却速度が３０℃／秒以上であると、鋼板に含まれるＣｕのＡｌ系被覆との境界部への拡散が十分でなく、境界部における最大Ｃｕ含有量が鋼板のＣｕ含有量に対して８０％未満となる場合がある。
好ましくは、平均冷却速度を１５℃／秒未満とする。この場合、Ｃｕの拡散がより促進される。
また、溶融めっきを行う場合、めっき浴にはＡｌの他に不純物としてＦｅが混入している場合が多い。また、Ａｌを７０質量％以上含有する限り、さらに上述した元素以外にめっき浴にＳｉ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、ミッシュメタル等を含有させてもよい。
溶融めっきを行う場合、焼鈍工程後の焼鈍鋼板を、室温まで冷却した後に再度めっき浴温近傍の６５０～７５０℃まで昇温してからめっきを行ってもよく、焼鈍後にめっき浴温近傍の６５０～７５０℃に冷却し、一旦室温まで冷却することなく溶融めっきを行ってもよい。
溶融めっきを行う場合、焼鈍工程後の焼鈍鋼板を、室温まで冷却した後に再度めっき浴温近傍の６５０～７５０℃まで昇温してからめっきを行ってもよく、焼鈍後にめっき浴温近傍の６５０～７５０℃に冷却し、一旦室温まで冷却することなく溶融めっきを行ってもよい。
Ａｌ系被覆の前処理や後処理については特に限定するものではなく、プレコートや溶剤塗布、合金化処理、調質圧延等が可能である。特に後熱処理として合金化することは境界部のＣｕ含有量を増加させるため望ましい。合金化させる場合、後熱処理として、例えば４５０～８００℃で、１８０秒以上保持する焼鈍を行うことが好ましい。加熱温度が４５０℃未満である、または保持時間が１８０秒未満であると、Ｃｕの拡散が遅く境界部のＣｕ含有量を増加させる効果はほとんど得られない。一方、加熱温度が８００℃を超えると、形状不良等が発生し得る上、その後の冷却速度によっては被覆鋼板の硬度が過剰に上昇し、コイル形状への巻き取りが困難になる場合があるため望ましくない。
保持時間の条件は限定されないが、９００秒以下とすることが好ましい。
また、調質圧延は形状調整等に有用であり、被覆工程の後、または、後熱処理工程の後、例えば０．１～０．５％の圧下を行ってもよい。
保持時間の条件は限定されないが、９００秒以下とすることが好ましい。
また、調質圧延は形状調整等に有用であり、被覆工程の後、または、後熱処理工程の後、例えば０．１～０．５％の圧下を行ってもよい。
（Ｄ）被覆鋼部材の製造方法
次に、本実施形態に係る被覆鋼部材の製造方法について説明する。
次に、本実施形態に係る被覆鋼部材の製造方法について説明する。
上述のように製造した被覆鋼板に後述する熱処理を施すことによって、Ａｌ－Ｆｅ系被覆の表層にＣｕ濃化領域を形成し、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が鋼板基材のＣｕ含有量の１５０％以上である、本実施形態に係る被覆鋼部材を得ることが可能となる。
＜熱処理工程＞
熱処理条件は、例えば上述の方法で得られた被覆鋼板を、１．０～１０００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上の平均冷却速度で冷却する条件である。
昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／秒超であると混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
また、熱処理温度がＡｃ３点未満であると、冷却後にフェライトが残存し、強度が不足するので好ましくない。一方、熱処理温度がＡｃ３点＋３００℃超であると、組織が粗粒化し限界水素量が低下するので好ましくない。
上部臨界冷却速度とは、組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことであり、上部臨界冷却速度未満の平均冷却速度で冷却するとフェライトやパーライトが生成し、強度が不足する。
加熱時には、加熱温度の±１０℃以内の範囲で、１～３００秒の保持を行ってもよい。また、冷却後に、鋼部材の強度を調整するために１００～６００℃程度の温度範囲での焼戻し処理を行ってもよい。
熱処理条件は、例えば上述の方法で得られた被覆鋼板を、１．０～１０００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上の平均冷却速度で冷却する条件である。
昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／秒超であると混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
また、熱処理温度がＡｃ３点未満であると、冷却後にフェライトが残存し、強度が不足するので好ましくない。一方、熱処理温度がＡｃ３点＋３００℃超であると、組織が粗粒化し限界水素量が低下するので好ましくない。
上部臨界冷却速度とは、組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことであり、上部臨界冷却速度未満の平均冷却速度で冷却するとフェライトやパーライトが生成し、強度が不足する。
加熱時には、加熱温度の±１０℃以内の範囲で、１～３００秒の保持を行ってもよい。また、冷却後に、鋼部材の強度を調整するために１００～６００℃程度の温度範囲での焼戻し処理を行ってもよい。
Ａｃ３点、Ｍｓ点および上部臨界冷却速度は、次の方法にて測定する。
本実施形態に係る鋼部材と同じ化学組成を有する鋼板から、幅３０ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊試験片を切り出し、この試験片を窒素雰囲気中で１０００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却する。冷却速度の設定は、１℃／秒から１００℃／秒まで、１０℃／秒の間隔で設定する。そのときの加熱、冷却中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ａｃ３点およびＭｓ点を測定する。また、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最低の冷却速度を、上部臨界冷却速度とする。
本実施形態に係る鋼部材と同じ化学組成を有する鋼板から、幅３０ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊試験片を切り出し、この試験片を窒素雰囲気中で１０００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却する。冷却速度の設定は、１℃／秒から１００℃／秒まで、１０℃／秒の間隔で設定する。そのときの加熱、冷却中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ａｃ３点およびＭｓ点を測定する。また、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最低の冷却速度を、上部臨界冷却速度とする。
ここで、上記一連の熱処理に際して、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域に加熱後、Ｍｓ点まで冷却する間に、つまり上部臨界冷却速度以上で冷却する工程を施すと同時にホットスタンプのような熱間成形を施してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形、およびフランジ成形等が挙げられる。また、成形と同時またはその直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形に本発明を適用してもよい。上述の熱履歴に従うなら、繰返し熱間成形を施してもよい。
前述のとおり、本実施形態では、熱間成形されて成形体となったもの、熱処理のみが施されて平板であるものをともに含めて「被覆鋼部材」という。
また、熱間成形または熱処理を鋼材の一部に対して行い、強度の異なる領域を持つ被覆鋼部材を得てもよい。
上記の一連の熱処理は任意の方法によって実施することができ、例えば、高周波加熱焼入れや通電加熱、赤外線加熱、炉加熱によって実施してもよい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
まず、被覆鋼板及び被覆鋼部材を製造するにあたり、表１Ａ、表１Ｂに示す化学組成を有する鋼を溶製し、熱間圧延用のスラブを得た。
＜実施例１＞
得られたスラブに熱間圧延を施し、８００℃以下の温度で巻き取り、厚さ２．７ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板のうち、Ｓ３１、Ｓ３２、Ｓ３３は熱延ままとし、熱延板焼鈍、冷間圧延、焼鈍を行わなかった。また、Ｓ２８、Ｓ２９、Ｓ３０には、加熱温度７００℃、１２時間の条件で、熱延板焼鈍を行ったが、冷間圧延、焼鈍を行わなかった。
Ｓ２５、Ｓ２６、Ｓ２７については、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施し、厚さ１．６ｍｍの冷延鋼板とした。冷延鋼板に対して焼鈍は行わなかった。
上記以外については、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施し、厚さ１．０～１．６ｍｍの冷延鋼板とした後、加熱温度７５０℃の条件で焼鈍を行った。
得られた熱延鋼板、冷延鋼板、焼鈍鋼板に、Ａｌめっきを施し、Ａｌ系被覆を有する被覆鋼板を得た。めっき工程においては、鋼板を、６８０℃の、Ｓｉを１０質量％、Ｆｅを２質量％含み、残部がＡｌ及び不純物であるＡｌめっき浴に浸漬した後、表２Ａ、表２Ｂに示す温度まで表２Ａ、表２Ｂに示す平均冷却速度で冷却し、巻き取りを行った。Ｓ３４～Ｓ３９については、Ａｌめっき後のＡｌ系被覆鋼板に対し、後熱処理として、表２Ａ、表２Ｂに示す温度で、２４０秒間保持する焼鈍を行った。Ｓ３４については、さらに０．２％の圧下率で調質圧延を行って形状を調整した。
被覆鋼板の、鋼板の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
また、被覆の厚みは、２５～３５μｍであった。
得られたスラブに熱間圧延を施し、８００℃以下の温度で巻き取り、厚さ２．７ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板のうち、Ｓ３１、Ｓ３２、Ｓ３３は熱延ままとし、熱延板焼鈍、冷間圧延、焼鈍を行わなかった。また、Ｓ２８、Ｓ２９、Ｓ３０には、加熱温度７００℃、１２時間の条件で、熱延板焼鈍を行ったが、冷間圧延、焼鈍を行わなかった。
Ｓ２５、Ｓ２６、Ｓ２７については、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施し、厚さ１．６ｍｍの冷延鋼板とした。冷延鋼板に対して焼鈍は行わなかった。
上記以外については、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施し、厚さ１．０～１．６ｍｍの冷延鋼板とした後、加熱温度７５０℃の条件で焼鈍を行った。
得られた熱延鋼板、冷延鋼板、焼鈍鋼板に、Ａｌめっきを施し、Ａｌ系被覆を有する被覆鋼板を得た。めっき工程においては、鋼板を、６８０℃の、Ｓｉを１０質量％、Ｆｅを２質量％含み、残部がＡｌ及び不純物であるＡｌめっき浴に浸漬した後、表２Ａ、表２Ｂに示す温度まで表２Ａ、表２Ｂに示す平均冷却速度で冷却し、巻き取りを行った。Ｓ３４～Ｓ３９については、Ａｌめっき後のＡｌ系被覆鋼板に対し、後熱処理として、表２Ａ、表２Ｂに示す温度で、２４０秒間保持する焼鈍を行った。Ｓ３４については、さらに０．２％の圧下率で調質圧延を行って形状を調整した。
被覆鋼板の、鋼板の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
また、被覆の厚みは、２５～３５μｍであった。
＜鋼板と被覆との間の境界部における最大Ｃｕ含有量＞
得られた被覆鋼板を切り出し、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｃｕ含有量、Ｆｅ含有量を調査した。ＧＤＳの測定は、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行った。測定の結果、Ｆｅが８５質量％以上、９５質量％未満となる領域を境界部とし、この境界部における最大Ｃｕ含有量を求めた。測定は５回行い、これらの平均値を用いて鋼板と被覆の境界における最大Ｃｕ含有量とした。また、この境界部の最大Ｃｕ含有量と鋼板のＣｕ含有量との比（境界部のＣｕ比）を算出した。
評価結果を表２Ａ、表２Ｂに示す。
得られた被覆鋼板を切り出し、被覆鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｃｕ含有量、Ｆｅ含有量を調査した。ＧＤＳの測定は、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行った。測定の結果、Ｆｅが８５質量％以上、９５質量％未満となる領域を境界部とし、この境界部における最大Ｃｕ含有量を求めた。測定は５回行い、これらの平均値を用いて鋼板と被覆の境界における最大Ｃｕ含有量とした。また、この境界部の最大Ｃｕ含有量と鋼板のＣｕ含有量との比（境界部のＣｕ比）を算出した。
評価結果を表２Ａ、表２Ｂに示す。
表２Ａ、表２Ｂに示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｓ１～Ｓ３９は、所定の化学組成、組織を有する被覆鋼板が得られた。一方、本発明範囲を満足していない比較例ｓ１～ｓ４６は、化学組成、境界部のＣｕ比の少なくとも１つを満足しなかった。
＜実施例２＞
実施例１で製造した被覆鋼板のうち、境界部が表３Ａ、表３Ｂに示す最大Ｃｕ含有量、Ｃｕ含有量比を有する被覆鋼板を、表３Ａ、表３Ｂに示す露点、昇温速度、加熱温度で加熱し、加熱温度の±１０℃以内の範囲に６０秒間保持し、表３Ａ、表３Ｂに示す平均冷却速度でＭｓ点以下まで冷却する熱処理を施し、平板形状の被覆鋼部材を得た。
被覆鋼部材の鋼板基材の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
被覆鋼部材の金属組織は、発明例ではマルテンサイトが８０面積％以上であった。一方、ｍ３、ｍ４、ｍ５、ｍ１６については、マルテンサイトが８０面積％未満であった。
また、被覆の厚みは、２５～３５μｍであった。
実施例１で製造した被覆鋼板のうち、境界部が表３Ａ、表３Ｂに示す最大Ｃｕ含有量、Ｃｕ含有量比を有する被覆鋼板を、表３Ａ、表３Ｂに示す露点、昇温速度、加熱温度で加熱し、加熱温度の±１０℃以内の範囲に６０秒間保持し、表３Ａ、表３Ｂに示す平均冷却速度でＭｓ点以下まで冷却する熱処理を施し、平板形状の被覆鋼部材を得た。
被覆鋼部材の鋼板基材の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
被覆鋼部材の金属組織は、発明例ではマルテンサイトが８０面積％以上であった。一方、ｍ３、ｍ４、ｍ５、ｍ１６については、マルテンサイトが８０面積％未満であった。
また、被覆の厚みは、２５～３５μｍであった。
得られた被覆鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、引張試験、昇温水素分析試験を以下の方法で行い、表面から５．０μｍの範囲における最大Ｃｕ含有量、引張強度、侵入水素量（Ｈｅ）を評価した。評価結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
＜表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量＞
被覆鋼部材の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｃｕ含有量を調査した。ＧＤＳの測定は、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行った。測定の結果、被覆鋼部材の表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量を求めた。測定は５回行い、これらの平均値を用いて最大Ｃｕ含有量とした。また、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量と鋼板基材のＣｕ含有量との比（Ｃｕ濃化比（％））も算出した。
被覆鋼部材の表面から板厚方向にＧＤＳを行い、Ｃｕ含有量を調査した。ＧＤＳの測定は、被覆鋼部材の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、ランダムに５点行った。測定の結果、被覆鋼部材の表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量を求めた。測定は５回行い、これらの平均値を用いて最大Ｃｕ含有量とした。また、表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量と鋼板基材のＣｕ含有量との比（Ｃｕ濃化比（％））も算出した。
＜引張強度＞
引張試験はＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。被覆鋼部材の均熱部位（端部から５０ｍｍ以上離れた部位）を１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。そして、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強度（最大強度）を測定した。本実施例においては、１５００ＭＰａを超える引張強度を有する場合を、高い強度を有すると評価した。
引張試験はＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。被覆鋼部材の均熱部位（端部から５０ｍｍ以上離れた部位）を１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。そして、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強度（最大強度）を測定した。本実施例においては、１５００ＭＰａを超える引張強度を有する場合を、高い強度を有すると評価した。
＜侵入水素量（Ｈｅ）＞
被覆鋼部材の昇温水素分析を行い、侵入水素量を測定した。被覆鋼部材は熱処理後に‐１０℃以下に冷却して凍結し、昇温水素分析にて１００℃／ｈｒで昇温し３００℃までに放出される拡散性水素量を用いて、被覆鋼部材の侵入水素量（Ｈｅ）を評価した。
被覆鋼部材の昇温水素分析を行い、侵入水素量を測定した。被覆鋼部材は熱処理後に‐１０℃以下に冷却して凍結し、昇温水素分析にて１００℃／ｈｒで昇温し３００℃までに放出される拡散性水素量を用いて、被覆鋼部材の侵入水素量（Ｈｅ）を評価した。
＜限界水素量Ｈｃ＞
上記の平板の被覆鋼部材との素材として用いた被覆鋼板から１００ｍｍ×３０ｍｍサイズのＵ曲げ用短冊試験片を採取し、上記の平板形状の被覆鋼部材に行った熱処理条件と同等の熱処理条件となるように加熱及びＵ曲げ金型で冷却しつつＵ字形状に加工し、Ｕ字形状に成形した試験片に応力を付与し、割れない限界の水素量を調査した。具体的には、Ｕ字試験片に０．６×ＴＳの応力を付与した後に室温環境に放置し、最長一週間までの割れを観察した。割れなかった最高の露点、つまり最大の水素量により被覆鋼部材の限界水素量（Ｈｃ）を得た。評価結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
本実施例においては、Ｈｃが、引張強度２．１ＧＰａ未満は０．３０ｐｐｍ以上、引張強度２．１～２．５ＧＰａ未満は０．２５ｐｐｍ以上、引張強度２．５ＧＰａ以上は０．２０ｐｐｍ以上であり、さらに、侵入水素量Ｈｅが０．３０ｐｐｍ未満かつ、限界水素量Ｈｃ未満である場合に、耐水素脆性に優れると評価した。
上記の平板の被覆鋼部材との素材として用いた被覆鋼板から１００ｍｍ×３０ｍｍサイズのＵ曲げ用短冊試験片を採取し、上記の平板形状の被覆鋼部材に行った熱処理条件と同等の熱処理条件となるように加熱及びＵ曲げ金型で冷却しつつＵ字形状に加工し、Ｕ字形状に成形した試験片に応力を付与し、割れない限界の水素量を調査した。具体的には、Ｕ字試験片に０．６×ＴＳの応力を付与した後に室温環境に放置し、最長一週間までの割れを観察した。割れなかった最高の露点、つまり最大の水素量により被覆鋼部材の限界水素量（Ｈｃ）を得た。評価結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
本実施例においては、Ｈｃが、引張強度２．１ＧＰａ未満は０．３０ｐｐｍ以上、引張強度２．１～２．５ＧＰａ未満は０．２５ｐｐｍ以上、引張強度２．５ＧＰａ以上は０．２０ｐｐｍ以上であり、さらに、侵入水素量Ｈｅが０．３０ｐｐｍ未満かつ、限界水素量Ｈｃ未満である場合に、耐水素脆性に優れると評価した。
表３Ａ、表３Ｂに示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｍ１～Ｍ４２は、組織、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｍ１～ｍ３７は、化学組成または、表層へのＣｕの濃化が不十分であり、強度、耐水素脆性の少なくとも１つが劣っていた。
本発明によれば、耐水素脆性に優れる高強度な被覆鋼部材および鋼板を得ることが可能となる。本発明に係る被覆鋼部材は、特に自動車の骨格部品として用いるのに好適である。本発明の鋼部材は、高強度かつ耐水素脆性に優れるので、自動車部品に適用した場合、燃費及び衝突安全性の向上に寄与する。
１ 鋼板基材
２ Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）
３ Ｃｕ濃化領域
１１ 鋼板
１２ Ａｌを含有する被覆（Ａｌ系被覆）
１３ 境界部
２ Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）
３ Ｃｕ濃化領域
１１ 鋼板
１２ Ａｌを含有する被覆（Ａｌ系被覆）
１３ 境界部
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．２５～０．６５％、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｎｂ：０.０２～０．１０％、
Ｍｏ：０．１０～１．００％、
Ｃｕ：０．１５～１．００％、
Ｎｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ａｌ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～１．００％、及び
ＲＥＭ：０～０．３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板基材と、
前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆と、
を有し、
表面から深さ５．０μｍまでの範囲における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板基材のＣｕ含有量に対して１５０％以上である
ことを特徴とする被覆鋼部材。 - 質量％で、
Ｃ：０．２５～０．６５％、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｎｂ：０.０２～０．１０％、
Ｍｏ：０．１０～１．００％、
Ｃｕ：０．１５～１．００％、
Ｎｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ａｌ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～１．００％、及び
ＲＥＭ：０～０．３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板と、
前記鋼板の表面上の、Ａｌを含有する被覆と、
前記鋼板と前記被覆との間に形成された境界部と、
を有し、
前記境界部における最大Ｃｕ含有量が前記鋼板の平均Ｃｕ含有量に対して８０％以上である
ことを特徴とする被覆鋼板。 - 質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼を溶製し、前記鋼を鋳造してスラブを得るスラブ準備工程と、
前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、
必要に応じて、前記熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程と、
必要に応じて、前記熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
必要に応じて、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、
前記熱延鋼板、前記冷延鋼板または前記焼鈍鋼板を、浴温が６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成し、その後、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する被覆工程と、
を備える、ことを特徴とする被覆鋼板の製造方法。 - さらに、前記被覆工程によって得られた被覆鋼板を、４５０～８００℃の温度域で焼鈍する後熱処理工程を備える、
ことを特徴とする請求項３に記載の被覆鋼板の製造方法。 - 質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０.０２～０．１０％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．２５％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼を溶製し、前記鋼を鋳造してスラブを得るスラブ準備工程と、
前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、
必要に応じて、前記熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程と、
必要に応じて、前記熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
必要に応じて、前記熱延鋼板又は前記冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、
前記熱延鋼板、前記冷延鋼板または前記焼鈍鋼板を、浴温が６００℃以上のＡｌ系めっき浴に浸漬することによってＡｌ系被覆を形成し、その後、２００℃以下まで３０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却して被覆鋼板とする被覆工程と、
前記被覆鋼板を、露点３０℃以下の雰囲気下にて１．０～１００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、その後、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却する熱処理工程と、
を備える、ことを特徴とする被覆鋼部材の製造方法。 - 前記被覆工程後に、さらに、前記被覆鋼板を４５０～８００℃の温度域で焼鈍する後熱処理工程を備える、
ことを特徴とする請求項５に記載の被覆鋼部材の製造方法。
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