JP2011137210A

JP2011137210A - ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2011137210A
Application number: JP2009298194A
Authority: JP
Inventors: Jun Maki; 純真木; Yasutsugu Tsukano; 保嗣塚野; Junji Nakano; 順司中野; Masayuki Abe; 阿部　　雅之
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-12-28
Filing date: 2009-12-28
Publication date: 2011-07-14
Anticipated expiration: 2029-12-28
Also published as: JP5463906B2

Abstract

【課題】Ａｌめっき鋼板のＡｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化する過程で、めっきが剥離する現象を回避して表面まで合金化させたホットスタンプ用めっき鋼板及びその製造方法の提供。
【解決手段】焼入性に優れた成分を有し、かつＡｌＮ生成抑制成分としてＣｒ、Ｍｏを含有する鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＡｌ−Ｆｅ合金層を有し、該合金層表面のＡｌＮを０．０１〜１ｇ／ｍ^２に抑制したホットスタンプ用めっき鋼板。付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ^２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板をボックス焼鈍で、特定の条件でＡｌめっきと鋼板を合金化させることで製造する。
【選択図】図６

Description

本発明は、ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法に関し、特に、塗装後耐食性及び生産性に優れるホットスタンプ用めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）などにおいて、高強度と高成形性を両立する鋼板が望まれており、これに対応するものの１つとして、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（ＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。このＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板を製造することは可能であるが、さらに高強度、例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度鋼で成形性を確保することは困難である。

このような状況で、高強度及び高成形性を両立するものとして最近注目を浴びているのが、ホットスタンプ（熱間プレス、ホットプレス、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。このホットスタンプは、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域で加熱した後に熱間で成形することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼きを入れて所望の材質を得るというものである。

ホットスタンプは、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、この際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成するため、スケールを除去する工程が必要であった。ところが、このような後工程には、スケールの除去能や環境負荷等の観点からの対応策の必要性等の問題があった。

これを改善する技術として、ホットスタンプ用の鋼板としてＡｌめっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献１〜３を参照）。更にホットスタンプの加熱時にＡｌめっきが溶融して寄り（垂れとも称呼される）を生じるために、加熱時に融点以下の温度で保定することで寄りを回避する技術についても開示されている（特許文献４を参照）。

特開平９−２０２９５３号公報特開２００３−１８１５４９号公報特開２００３−４９２５６号公報特開２００３−２７２０３号公報

上記特許文献１〜３に記載された技術は、炉加熱のような昇温速度が緩やかな加熱条件を前提としている。炉加熱の場合には通常常温から９００℃程度まで昇温する際の平均昇温速度は３〜５℃／秒のため、加熱するまでに１８０〜２９０秒が必要で、熱間プレスにより成形可能な部品は２〜４個／分程度であり非常に生産性が低かった。

特許文献４は、約２０℃／秒という、比較的早い昇温であり、このようなときには溶融したメタルが寄るという課題が示されている。これを解決するために融点以下の温度で緩やかに昇温させてこの間に合金化（めっきと鋼板が反応して金属間化合物へと変化する現象をこう呼ぶ）を進行させることでめっきの融点を上昇させることが示されている。しかしこの場合も例えば３０μｍ厚みのめっき層では６０秒の緩やかな加熱が必要とされており、合計加熱時間は１００秒必要となっている。従って生産性向上という観点からはまだ改善の余地があった。

ホットスタンプの生産性を向上させるためには通電加熱や誘導加熱等のような電気を使用する加熱方式で急速加熱を行うことが有効である。しかし急速に加熱すると特許文献４にも記載されている寄り（或いは垂れ）が発生して局部的にめっき厚みが厚くなるなど、めっき厚みが不均一になる、という問題があった。寄りの本質的な原因は、加熱過程でめっきが合金化する前に溶融することにある。すなわち合金化すると、融点が上昇するためこのような現象は起こらないが、急速に昇温するとＡｌの融点である６６０℃以上でめっきが溶解し、重力や電磁力で移動する現象が観察される。このようなめっき厚みが不均一なめっき鋼板は、プレス時に型に噛みこんだり、凝着したりするため、生産性を大きく阻害する。すなわちこの寄り現象を克服することで生産性向上を達成することが可能となる。

更に急速加熱技術として、上記の電気を使用する方法に加えて、輻射加熱を利用して急速加熱する技術も今日では得られている。すなわち、近赤外線のようなエネルギー密度の高い放射線を鋼板に照射することで急速加熱することも可能である。電気加熱は一般にブランク材の形状制約があるが、輻射加熱はその制約が少ないという利点がある。ところが輻射加熱を使用してＡｌめっき鋼板を急速加熱すると、めっきが溶融した時点で表面が鏡面となり、熱の吸収効率が低下して例えば非めっき材と比べて昇温速度が小さくなるという課題もあった。

そこで、本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、Ａｌめっき鋼板のＡｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化する過程で、めっきが剥離する現象を回避して表面まで合金化させてＡｌめっき層の寄りを防止したホットスタンプ用めっき鋼板及びその製造方法を提供することで、生産性を向上させることを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、急速加熱によるＡｌめっき鋼板のめっきの寄りを完全に防止できるホットスタンプ用めっき鋼板を実現させた。

すなわち、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った結果、表面まで合金化させることが有効との知見を得た。そして、優れた塗装後耐食性を得るためには、一定以上の付着量が必要となるが、一定以上の付着量を有するＡｌめっき鋼板をコイル状態で合金化させるとめっきが剥離するとの現象が観察された。そこで、Ａｌめっき鋼鈑のＡｌめっき層をボックス焼鈍によりＡｌ−Ｆｅ合金化する際に、適正な合金化条件として、焼鈍条件（温度、時間、雰囲気等）および鋼成分を特定することで、この剥離現象を回避できることを見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨とするところは、次の通りである。

（１）鋼成分として質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｃｒ：０．４％超〜３％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．００１〜０．１％、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＦｅ：４２〜８８％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物より成るＡｌ−Ｆｅ合金層を有し、該Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量が０．０１〜１ｇ／ｍ^２であることを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。

（２）鋼成分として質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｃｒ：０．２〜３％、
Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．００１〜０．１％、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＦｅ：４２〜８８％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物より成るＡｌ−Ｆｅ合金層を有し、該Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量が０．０１〜１ｇ／ｍ^２であることを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。

（３）上記鋼成分が、さらに質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板。

（４）上記Ａｌ−Ｆｅ合金層が、さらに質量％で、
Ｓｉ：３〜１５％
を含有することを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。

（５）上記Ａｌ−Ｆｅ合金層が、さらに質量％で、
Ｍｎ：０．０５〜１％、
Ｍｇ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。

（６）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼成分の鋼板に付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ^２となるようにＡｌめっき浴を用いてＡｌめっきを施してＡｌめっき鋼板とし、該Ａｌめっき鋼板コイルをボックス焼鈍炉内で、その保定時間、温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示した時に、（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点で囲まれる内部となるような温度並びに保定時間で焼鈍することでＡｌめっきと鋼板を合金化させ、鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＦｅ：４２〜８８％を含有し残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｆｅ合金層を形成し、該Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量を０．０１〜１ｇ／ｍ^２に抑制することを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板の製造方法。

（７）上記合金化させた後に、圧下率３％以下のスキンパス圧延を行なうことを特徴とする、上記（６）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。

（８）前記Ａｌめっき浴が、Ｓｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする、上記（６）または（７）に記載のホットスタンプ用めっき鋼板の製造方法。

（９）前記Ａｌめっき浴が、さらに質量％で、
Ｍｎ：０．０５〜１％、
Ｍｇ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（８）に記載のホットスタンプ用めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、ホットスタンプ用めっき鋼板を製造方法するにあたり、Ａｌめっき鋼鈑のめっき層をボックス焼鈍によりＡｌ−Ｆｅ合金化する際に、適正な合金化条件として、焼鈍条件（温度、時間、雰囲気）および鋼成分を特定することで、めっきの剥離現象を回避して、表面まで合金化させることができるので、ホットスタンプ用めっき鋼板を急速加熱しても寄りの発生を無くすことが可能となり、生産性を向上させることが可能となるなど、産業上有用な著しい効果を奏する。

Ａｌめっき鋼板を急速加熱合金化した際の寄り発生の原理を説明するための図である。Ａｌめっき鋼板寄り高さへのめっき付着量、昇温速度の影響を示す図である。Ａｌめっき鋼板をＮ_２雰囲気中でボックス焼鈍した場合に、めっき剥離の原因となるＡｌＮがめっき層に生成する状態を示す図である。Ａｌめっき鋼板を酸素含有雰囲気中でボックス焼鈍した場合に、めっき剥離の原因となるＡｌＮの生成が抑制される状態を示す図である。Ａｌめっき鋼板の加熱合金化ボックス焼鈍試験を示す図である。Ａｌめっき鋼板を加熱合金化した後の断面組織の例を示す光学顕微鏡写真である。Ａｌめっき鋼板をボックス焼鈍炉内で焼鈍する際の、好ましい保定時間と温度の関係を示す図である。

以下、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。

上述したように、上記特許文献１〜３に記載された技術では、加熱に約２００秒以上を掛けるような低生産性プロセスであった。ホットスタンプの生産性を向上させるために、通電加熱等により急速加熱を行うと、特許文献４に記載されているように鋼板表面に溶融しためっきの寄りが発生するという問題もあった。ここで電気を用いた加熱方法における寄りについて述べる。高周波加熱、通電加熱のいずれも、鋼板を電流が流れることで鋼板の抵抗発熱を利用した加熱方法である。

ところが、図１に示すように、鋼板１に電流２が流れると、磁場３が生じ、電流と磁界との相互作用で溶融Ａｌに加わる力（ピンチ力）４が生じる。この力（ピンチ力）のために溶融した金属が中央移動して寄り（或いは垂れ）が生じる。加熱方法により電流の方向は様々に変わるため一概には言えず、鋼板の中央部が厚くなる場合や、逆に鋼板の端部が厚くなる場合がありうる。またピンチ力が加わらなくとも、ブランク材を縦置きにして加熱した場合、重力が働いてブランク下部のめっきが厚くなる場合もある。

本発明者らの検討の結果によれば、この加熱時に生じるめっきの寄りを防止するためには、めっき付着量を減らせば良いことがわかっている。例えば、図２のＡｌめっき鋼板を加熱した際の寄り高さへの付着量、昇温速度の影響を示す図で明らかにしているように、Ａｌめっき鋼板を使用して昇温速度を３０℃／秒および１００℃／秒で昇温温度９００〜１２００℃とした場合を比較すると、昇温速度を３０℃／秒の場合ではめっき付着量が片面で５０ｇ／ｍ^２以下では、めっきの寄りが発生せずに平滑な表面となるが、それ以上のめっき付着量では、めっきの寄りが発生する。また、昇温速度を１００℃／秒の場合ではめっき付着量が片面で４７ｇ／ｍ^２以下では、めっきの寄りが発生せずに平滑な表面となるが、それ以上のめっき付着量では、めっきの寄りが発生するという実験例が得られている。

したがって、めっきの寄りを防止するためには、昇温速度を低く設定し融点に到達する前に合金化すれば良いが長時間の合金化時間が必要となり、生産性向上のためには現実的でない。また、めっきの寄りを防止するために、めっき付着量を減らすと良いが、十分な塗装後耐食性を確保することができないという問題がある。すなわち、生産性の向上と耐食性の確保とはトレードオフの関係にあるため、従来は、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板は得られていなかった。

そこで、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った結果、めっきの寄りを抑制するためにはＡｌめっき層を表面までＡｌ−Ｆｅ合金化させ融点を高めることが有効との知見を得た。優れた塗装後耐食性を得るためには、一定以上の付着量が必要となる。ところが一定以上の付着量を有するＡｌめっき鋼板をコイル状態でボックス焼鈍して合金化させるとめっきが剥離するとの現象が観察された。この剥離現象を回避するための適正な加熱条件（焼鈍条件）および鋼板成分を見出すことで本発明は完成された。

例えば、付着量が片面６０ｇ／ｍ^２以上のＡｌめっき鋼板のめっき層を合金化させるためには、温度を６００℃以上に昇温させるか、あるいは６００℃未満で数十時間加熱する必要がある。６００℃以上に昇温する際には特に異常な現象は認められない。しかし、通常の連続ＡｌめっきラインでＡｌめっき後このような高温まで昇温することは困難であるので、コイルをボックス焼鈍する方が容易である。ところが、コイルをボックス焼鈍する際に、幾つかの課題がある。１つは通常用いられているＡｌめっきでのＡｌ−１０％Ｓｉの融点は約６００℃のため、融点近傍ではＡｌめっきが軟化して、コイルの鋼板同志が溶着する懸念がある。温度を低下させるとこの懸念は無くなるが、例えば５２０℃では７２時間加熱しても表面まで合金化しないため、非常に長時間の加熱が必要となる。更に、窒素雰囲気や、窒素−水素の混合雰囲気中で加熱すると、Ａｌ部が剥離してしまう現象が生じた。

そこで、ボックス焼鈍（ＢＡＦ焼鈍）でめっき層が剥離する原因について調査したところ、めっき層内部にＡｌＮが生成して、これがめっき剥離の原因となっていることがわかった。その原因は次の通りと推察される。

図３は、Ａｌめっき鋼板をＮ_２雰囲気中でボックス焼鈍した場合に剥離の原因となるＡｌＮがめっき層に生成する状態を示す図である。

加熱前の溶融Ａｌめっき鋼板は、図３（ａ）に示すように、溶融Ａｌめっきと鋼板１母材との界面にＦｅ−Ａｌ合金層７が形成されていて、Ｓｉを含有させたＡｌめっきではめっき層中にＳｉ８が存在するめっき層６となっている。このＡｌめっき鋼板をＮ_２雰囲気中で焼鈍すると、（ｂ）に示すように合金層とめっき層の界面にＡｌＮ９が生成し、時間の経過と共に（ｃ）に示すようにＡｌＮ９が成長して行き、そして、（ｄ）に示すように厚く成長することで、めっきの剥離を引き起こす。さらに時間の経過が進むと、（ｅ）に示すようにめっきは全てＡｌＮ９となり、黒化してしまい、これにホットブレスを実施すると黒化したＡｌＮが破砕して耐食性の劣化を引き起こす。

この現象を防止するために、ボックス焼鈍の焼鈍雰囲気について鋭意研究し、焼鈍雰囲気としては、焼鈍雰囲気中に酸素を３体積％以上含有させることが重要であることを見出した。このような雰囲気では、酸素が存在するために、図４（ａ）に示すように、めっき層表面にはアルミナ１１が生成して、（ｂ）に示すように焼鈍中にＮ_２がめっき層に進入することを抑制するので、めっき剥離の原因となるＡｌＮを生成しないで合金化が達成されるものと推察される。酸素３体積％未満の焼鈍雰囲気では、アルミナの生成が不十分となり、Ｎ_２がめっき層に進入することを抑制できず、めっき剥離の原因となるＡｌＮが生成する。このような酸素を３体積％以上含有する雰囲気としては、酸素を約２１体積％含有する大気を雰囲気として使用するのが簡便である。酸素含有量の上限は特に限定するものではないが、雰囲気中に酸素含有量をあまり多くしても、効果が飽和するので、上限を３０体積％とすることが好ましい。

ついで、Ａｌめっき鋼板を加熱合金化（Ｆｅ−Ａｌ合金化）するための温度条件について説明する。

特開平０９−１９５０２１号公報に鋼中に固溶Ｎを残存させた鋼成分において、鋼板の固溶Ｎと合金層から供給されるＡｌが鋼板−合金層界面にＡｌＮを生成して５７０℃程度で焼鈍した時のＦｅ−Ａｌ合金化を抑制する事例が示されている。しかし、焼鈍温度が５８０℃以上となると、ＡｌＮはＦｅ−Ａｌ合金化を抑制できなくなることも示されている。つまり、この温度域では、Ａｌ−Ｎ、Ａｌ−Ｆｅ反応が競争し、５８０℃以上ではＡｌ−Ｆｅ反応が優勢となり、ＡｌＮ皮膜が存在していてもＡｌ−Ｆｅ合金化が可能となるものと考えられる。

したがって、本発明は固溶Ｎを残存させる鋼成分系ではないものの、大気中のＮと合金層中のＡｌが反応してＡｌめっき−合金層界面にＡｌＮが生成しており、このＡｌＮが生成してもＡｌ−Ｆｅ合金化反応が進めるためには６００℃以上の焼鈍温度をとることが有効と推察して焼鈍試験を実施した。焼鈍試験では、図５に示すように、Ａｌめっき鋼板（試験材）１１を重ね合わせて、大気雰囲気中で、６００℃で８時間及び６５０℃で５時間の焼鈍条件で焼鈍し、鋼板の併せ部を観察する焼鈍試験を実施した。焼鈍後の鋼板の断面写真を図６に示した。図６（ａ）は６００℃で８時間の焼鈍板の断面写真であり、図６（ｂ）は６５０℃で５時間の焼鈍板の断面写真である。焼鈍試験の結果は、図６に示すように、６００℃以上の焼鈍温度で、焼鈍を実施すると、Ａｌ−Ｆｅ反応が進行して、健全に合金化が達成されていた。ただし、表面にやや着色があり、ＡｌＮが生成していることが認められた。そこで、更にこのＡｌＮの発生を抑制することについて研究し、特定の鋼成分が有効であることを見出した。

すなわち、ＡｌＮの発生を抑制できる鋼成分としては、Ｃｒが特に有効で、めっき層と鋼板母材との界面に生成するめっき層剥離の原因となるＡｌＮの生成を抑制する効果がある。そして、Ｃｒ：質量０．４％超の添加からＡｌＮの生成を抑制する効果が発揮されることを見出した。また、ＭｏもＣｒほどではないが、同様にＡｌＮの生成を抑制する効果があり、Ｍｏ：０．００５質量％以上でＡｌＮの生成を抑制する効果が発揮されていた。ＭｏとＣｒとを同時に添加する場合には、Ｃｒ：０．２質量％以上でＡｌＮの生成を抑制する効果が認められた。

したがって、本発明では鋼板の成分設計として、ＡｌＮ生成を抑制するＣｒまたはＣｒとＭｏを添加することを限定した。

なお、焼鈍温度が、Ａｌめっきの融点（６００℃）を超える温度で焼鈍すると、めっき層が溶融してめっき鋼板が溶着することが懸念されたが、めっき鋼板の溶着は認められなかった。

本発明のＡｌ−Ｆｅ合金層は、母材の鋼板中のＦｅがＡｌめっき中に拡散して形成されるものであるから、めっき層の鋼板側ではＦｅ濃度（９９〜８５質量％）が高く、めっき層の表面側に向かってＦｅ濃度（４２〜５０質量％）が低下するＦｅ濃度分布を有している。Ａｌ−Ｆｅ合金層中のＦｅ含有量は全体で、４２〜８８質量％とすることが好ましい。なお、好ましくは、４２〜６０％である。Ｆｅ含有量が４２％未満であると、融点の高い合金化めっき層が得られず、一方、８８質量％を超えるとＦｅ成分が多くなりすぎて耐食性に優れた合金化めっき層が得られないからである。

また、合金化めっき層の表面に生成するＡｌＮは少ないほうが理想的であるが、窒素を含有する雰囲気で焼鈍する以上、ＡｌＮの生成は避けることができない。１００％水素中で焼鈍すると、鋼板中に水素が取り込まれ、ホットスタンプ後の遅れ破壊特性が低下するため好ましくない。従ってＡｌＮを完全に回避する手段は現段階では工業的に得られない。本発明においては、Ａｌ−Ｆｅ合金層表面に０．０１〜１ｇ／ｍ^２のＡｌＮは生成する。しかし、この範囲のＡｌＮの生成は本発明の効果を損なうものでない。

以下、上述したような被覆層を有する急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板の製造に用いられる本発明に係るＡｌめっき鋼板の構成について詳細に説明する。
（鋼板について）
ホットスタンプが金型によるプレスと焼入を同時に行うものであることから、本発明に係る急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板としては、焼入されやすい成分である必要がある。また、Ａｌめっき鋼板を焼鈍する時にＡｌＮの生成を抑制する成分を含有することが重要である。これらの観点から鋼板の成分設計をした。

以下本発明での鋼板成分を限定した理由について説明する。なお、成分についての％は質量％を意味する。

Ｃ：０．１〜０．５％、
本発明は成型後に１０００ＭＰａ以上の高強度を有する製品とするものであり、ホットスタンプ後に急冷してマルテンサイトを主体とする組織に変態させることが要求される。そのためには焼入性の向上という観点からＣ量０．１％が必要である。一方、Ｃ量が多過ぎると鋼板の靭性の低下が著しくなるため、加工性を低下させる。そのため、上限は０．５％以下である。

Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
ＳｉはめっきのＡｌとＦｅ間の反応を促進して鋼板の耐熱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｓｉは再結晶焼鈍中に安定な酸化皮膜を鋼板表面に形成し、アルミめっき性を阻害する元素でもある。この意味からＳｉの上限を０．７％とする。しかし、０．０１％未満とすると疲労特性が劣るため好ましくない。このため、Ｓｉは０．０１〜０．７％とした。好ましくは０．２〜０．６％である。

Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高める元素としてよく知られている。また、不可避的に混入するＳに起因する熱間脆性を防ぐために必要な元素でもある。この理由から０．５％以上の添加が必要である。また、Ｍｎはアルミめっき後の耐熱性も向上させる。しかし、２．５％を超えてＭｎを添加すると焼入れ後の衝撃特性が低下するためここを上限とする。

Ｃｒ：０．４％超〜３％（請求項１）、
Ｃｒは本発明においては重要な元素であり、Ａｌめっき鋼板のめっきの合金化のために、ボックス焼鈍を行う際、めっき層と鋼板母材との界面に生成するめっき層剥離の原因となるＡｌＮの生成を抑制する効果があり、また、焼入れ性の観点から有用な元素である。それらの効果を得るためにはＣｒ０．４％超必要である。しかし、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので上限を３％としたが、好ましくは２％である。ＣｒのＡｌＮ生成抑制作用について、完全に判明している訳ではないが、先述したようにＡｌＮはＡｌめっきと合金層の界面に生成する。窒素は雰囲気に由来するもので、ＡｌはＡｌめっき層に多量に存在するため、本来ＡｌＮはＡｌめっき層表面に生成してもよいが、実際にはＡｌめっき層と合金層の界面に生成する。これは合金層がＡｌＮ生成の触媒作用を有しているものと推察しており、鋼中にＣｒを添加することで合金層中にもＣｒが含有され、この触媒作用を弱めているものと考えている。

Ｍｏ：０．００５〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜３％（請求項２）、
ＭｏもＣｒと同様に本発明においては重要な元素であり、Ａｌめっき鋼板のめっきの合金化のために、ボックス焼鈍を行う際、めっき層と鋼板母材との界面に生成するめっき層剥離の原因となるＡｌＮの生成を抑制する効果があり、また、焼入れ性の観点から有用な元素である。それらの効果を得るためにはＭｏ０．００５％必要である。しかし、０．５％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので上限を０．５％とした。

ＭｏはＣｒと同様な効果を奏する元素であるので、Ｍｏを添加する場合にはＣｒの添加量の下限を低下させることができる。したがって、Ｍｏを添加する場合のＣｒ量は０．２〜３％の範囲とすることができる。

Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｐは不可避的に含有される元素であるが、固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができるが、経済的な精錬限界から下限を０．００１％とした。好ましくは０．００５％である。ただし、添加量がむやみに増加すると高強度材での靭性を低下させるなどの悪影響が出るため上限を０．１％とした。

Ｓ：０．００１〜０．１％、
Ｓは不可避的に含まれる元素であり、ＭｎＳとして鋼中の介在物になり、ＭｎＳが多いと破壊の起点となり、延性、靭性を阻害し、加工性劣化の要因となるため、低いほど望ましく、上限を０．１％以下としたが、Ｓを低下させるには製造コストから望ましくないので、下限を０．００１％とした。好ましくは０．００５％である。

Ａｌ：０．１％以下、
Ａｌは脱酸剤として鋼中に含有される成分であるが、Ａｌはめっき性阻害元素であるため、上限を０．１％とした。好ましくは０．０５％である。そして、下限は特に限定するものではないが、経済的な精錬限界から下限を０．００１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％である。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは不可避的に含まれる元素であり、特性の安定化の観点からは固定することが望ましく、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ等にて固定可能であるが、Ｎ量が増加すると固定用に添加する元素が多量となり、コストアップを招くことになるため、その上限を０．０１％とした。

次に、鋼中に選択的に含有させることができる成分について説明する。

Ｂ：０．０００１〜０．０１％
Ｂも焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０００１％以上の添加が必要である。但し、０．００５％を超えて添加しても効果は飽和し、また鋳造欠陥や熱間圧延時の割れを生じさせるなど製造性を低下させるので、上限を０．０１％とした。好ましくは、０．０００３〜０．００５％である。

Ｗ：０．０１〜３％
Ｗは焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．１％以上にて効果を発揮する。但し、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので上限を３％とした。

Ｖ：０．０１〜２％
Ｖは焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．１％以上にて効果を発揮する。但し、２％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので上限を２％とした。

Ｔｉ：０．００５〜０．５％
ＴｉはＮ固定の観点から添加することができ、質量％にてＮの約３．４倍添加することが必要であるが、Ｎは低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、下限を０．００５％とした。またＴｉを過剰に添加しても焼入れ性を低下させ、また強度も低下させるためその上限を０．５％とした。

Ｎｂ：０．０１〜１％
ＮｂはＮ固定の観点から添加することができ、質量％にてＮの約６．６倍添加することが必要であるが、Ｎは低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、下限を０．０１％とした。またＮｂを過剰に添加しても焼入れ性を低下させ、また強度も低下させるためその上限を０．５％とした。

また鋼板中の成分として、他にＮｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等を含有しても本発明の効果を阻害しない。また、Ｎｉは焼入れ性に加え、耐衝撃特性改善に繋がる低温靭性の観点で有用な元素であり、０．１％以上にて効果を発揮する。但し、５％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので０．０１〜５％の範囲で添加しても良い。Ｃｕも焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であり、０．１％以上にて効果を発揮する。但し、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストを上昇させるばかりでなく鋳片性状の劣化や熱間圧延時の割れや疵発生を生じさせるため０．０１〜３％の範囲で添加しても良い。さらに、Ｓｎ、Ｓｂはいずれもめっきの濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であり、０．００５％〜０．１％で添加できる。いずれも０．００５％未満では効果が認められず、０．１％を超えて添加すると製造時の疵が発生しやすくなったり、また靭性の低下を引き起こしたりするため上限を０．１％とした。

また、その他の成分については特に規定しないが、Ｚｒ、Ａｓ等の元素がスクラップから混入する場合があるが、通常の範囲であれば本発明鋼の特性には影響しない。
（Ａｌめっきについて）
本発明に係る急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板は、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板において、Ａｌめっき層を表面まで合金化処理することにより製造されるが、本発明における鋼板へのＡｌめっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法を初めとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等が可能であるが、溶融めっきが好ましい。

現在工業的に最も普及しているのは溶融めっき法であり、Ａｌ単独のめっき浴を用いることができるが、通常、めっき浴として、Ａｌに３質量％〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用することが好ましい。ＳｉはＡｌめっき時の合金層成長を抑制する働きがある。ホットスタンプ用途に限れば合金層成長を抑制する必然性は小さいが、溶融めっき法においては、１つの浴で種々の用途の製品を製造するため、Ａｌめっきの加工性を要求される用途においては合金層成長を抑制する必要がある。Ｓｉ量が３質量％未満においては、合金層が成長するため、Ａｌめっき鋼板としての加工性が低下する。一方、Ｓｉ量が多すぎるとめっき層中に粗大結晶として晶出し、耐食性やめっきの加工性を阻害する。このため１５％質量以下が好ましい。

これに不可避的不純物として鋼板から溶出したＦｅ等が混入している。これ以外の添加元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｍｏ、ミッシュメタル等があり得るが、めっき層がＡｌを主体とする限り、適用可能である。特に耐食性向上に効果のある元素がＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｇであり、これらの元素を少量添加することもできる。

Ｍｎ：０．０５〜１％、Ｍｇ：０．０５〜１％、
これらの元素は耐食性向上に有効な元素で、それぞれ０．０５％以上の合金層に添加されることでその効果を奏する。しかしＡｌ浴へのＭｎの過剰な添加は浴温増大、ドロス量の増大となり操業性が低下する。Ｍｇの過剰な添加もＡｌ浴表面の酸化膜を厚くし、めっき外観が低下する。このためそれぞれ上限を１％とする。

Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
これらの元素も耐食性を向上させる元素であり、それぞれ０．０５％以上で有効となる。しかしこれら元素はＡｌへの溶解度が小さいので、それぞれ上限を０．５％とする。

また、本発明において、Ａｌめっきのめっき前処理、後処理等については特に限定するものではない。めっき前処理としてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｆｅプレめっき等もありうるが、これも適用可能である。また、めっき後処理としては一次防錆、潤滑性を目的としてクロメート処理、樹脂被覆処理等を施してもよい。ただし、クロメート処理については、近年の６価クロム規制を考慮すると、電解クロメート等の３価の処理皮膜が好ましい。その他、無機系のクロメート以外の後処理も適用可能である。潤滑性を付与するため、アルミナ、シリカ、ＭｏＳ_２等を用いて予め表面処理することも可能である。

本発明に係るめっき鋼板は、表面にＡｌめっきを施した鋼板を焼鈍することにより、めっき層と母材鋼板の界面に合金化したＡｌ−Ｆｅ合金層を有する。このときＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みは１０〜４５μｍとする。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みが１０μｍ以上であれば、加熱工程後に、急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板として十分な塗装後耐食性を確保できるため好ましい。厚みが大きいほど耐食性上は優位に働くが、一方、Ａｌめっき層の厚みとＦｅ−Ａｌ合金層の厚みの和が大きいほど、被覆層がホットスタンプ加工時に欠落し易くなるため、被覆層の厚みは４５μｍ以下であることが好ましい。合金層の厚みは、焼鈍温度、焼鈍時間を調整することによって制御することができる。

また、Ａｌ−Ｆｅ合金層表面には、合金化のためのボックス焼鈍を施すため、必然的にＡｌＮが０．０１ｇ／ｍ^２以上生成するが、加熱条件および鋼成分を特定することで１ｇ／ｍ^２以下に抑制することができる。ＡｌＮは存在しないことが好ましいが、１ｇ／ｍ^２以下であれば耐食性、スポット溶接性等の特性への影響が殆どないので１ｇ／ｍ^２以下とした。このときのＡｌＮはＦｅ−Ａｌの表面に生成しており、そのＡｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量の測定は簡便には質量法による。すなわち鋼板を２０％苛性ソーダに浸漬し、Ｆｅ−Ａｌの表面を２０ｇ／ｍ^２溶解させる。このときＡｌＮは溶解しないため、沈殿した粉末の質量を測定することでＡｌＮ量を測定できる。この粉末には厳密にはＡｌ_２Ｏ_３を含有されているが、ＢＡＦ後のＦｅ−Ａｌ表面はＡｌ_２Ｏ_３に比べてＡｌＮの量が多いため、概ねの量はこの方法で知ることができる。より厳密に分析するには、こうして得られた粉末を酸で溶解してＩＣＰ等でＮ量を求めるとよい。

以上、本発明に係る急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板の構成について詳細に説明したが、続いて、このような構成を有する本発明に係る急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。

本発明に係る急速加熱ホットスタンプ用めっき鋼板は、鋼成分として、上述した成分の鋼に付着量が片面当り３０〜１００ｇ／ｍ^２となるようにＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を、５０℃／時間〜５００℃／時間の昇温速度で６００℃〜８００℃まで昇温した後に、５０℃／時間〜５００℃／時間の冷却速度で冷却する合金化処理を行うことにより製造する。この合金化処理により、Ａｌめっき層が母材中のＦｅと合金化して、Ａｌ−Ｆｅ合金層とする。

また、上記合金化処理は、ボックス焼鈍（ＢＡＦ焼鈍）で実施することが好ましい。合金化処理を行う場合には、焼鈍条件、すなわち、昇温速度、最高到達板温等の諸条件を調整する。

ＢＡＦ焼鈍の条件について説明する。付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ^２となるようにＡｌめっき浴を用いてＡｌめっきを施してＡｌめっき鋼板とし、該Ａｌめっき鋼板コイルをボックス焼鈍炉内で、図７に示すように、その保定時間、温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示した時に、（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点で囲まれる内部となるような温度並びに保定時間で焼鈍することでＡｌめっきと鋼板を合金化させることが好ましい。この５点で囲まれる内部であれば所定の厚みの良好な合金化が得られるからである。

これらの設定理由は以下である。まず温度下限６００℃は、前述したようにＡｌＮを生成させずにＡｌめっきを合金化させるのに必須の条件である。Ａｌめっきを焼鈍した際にめっき中のＡｌは鋼板のＦｅ、大気中のＮと反応することができ、これは競争反応である。６００℃未満の温度においてはＡｌＮの生成が主となり、結果としてＡｌとＦｅとの反応が抑制される。しかし６００℃超ではＡｌ−Ｆｅ反応が優勢となり、ＡｌＮ生成は抑制される。これはそれぞれの反応の温度依存性が異なることからこうなるものと解釈できる。

また温度上限は７５０℃であり、これはコイルで焼鈍した際のＡｌ同士の融着を抑制するために必要である。すなわち、７５０℃超の高温で溶融したＡｌ同士が接触すると容易に接合してしまい、コイルを展開することが困難となる。７５０℃以下の焼鈍温度とすることで融着を抑制でき、合金化されたコイルを得ることができる。

次に時間については１時間が下限となる。これはボックス焼鈍においてこれ以下の時間では安定した焼鈍ができないためである。

図７に示す（６００℃、５時間）、（６３０℃、１時間）を結ぶ線はほぼ表面まで合金化する条件に対応し、（６００℃、２００時間）、（７５０℃、４時間）を結ぶ線はほぼ良好な塗装後耐食性を得られる線に対応する。図７において右上に行くほど高温、長時間保定となり合金化が進行することを意味する。合金化程度として表面まで合金化しないと輻射加熱における昇温速度が低下し、また通電加熱等で垂れが発生する。また合金化しすぎると表面のＡｌ濃度が低下し、塗装後耐食性が低下する傾向にある。現行の耐食材料であるＧＡ同等の塗装後耐食性を確保するためには（６００℃、２００時間）、（７５０℃、４時間）を結ぶ線よりも左側(低温、短時間側)で焼鈍することが望ましい。

なお、ボックス焼鈍条件は付着量も影響し、付着量が少ないと低温でも表面まで合金化可能であるが、付着量が多いと高温あるいは長時間の条件が必要となる。

鋼板へのめっき付着量が片面当り３０ｇ／ｍ^２未満の付着量であると、良好な塗装後耐食性を得ることが困難で、１００ｇ／ｍ^２超の付着量ではホットスタンプした際のＡｌ−Ｆｅ合金層の剥離と金型への付着が問題となる。６００℃未満の温度で合金化させるためには、２００時間を越える時間が必要で工業的な実施が困難で、一方、８００℃超まで加熱すると、合金化が進行しすぎて塗装後耐食性が低下する。

また、ＢＡＦ焼鈍後には、鋼板のそりの矯正や表面平滑性を確保するために、従来と同様なスキンパス圧延（調質圧延）を実施することが望ましい。そして、その際の圧下率は３％以下とする。圧下率が３％を超えると合金層が割れ、耐食性を劣化させる可能性があるので、スキンパス圧下率を３％以下とした。なお、圧下率の下限については１％以上であることがスキンパスの効果を得るためには好ましい。
（ホットスタンプ前の加熱工程について）
なお、上述したようにして得られたＡｌめっき鋼板は、その後のホットスタンプ工程において合金層の構造を主に律すると考えられる６００℃から最高到達板温より１０℃低い温度までの温度域において、５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱されることができる。加熱方式については特に限定せず、通常の炉加熱や輻射熱を用いる近赤外線方式の加熱方式を使用することも可能であるが、昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱を行うことが可能な、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することがより好ましい。

昇温速度の上限は特に規定しないが、上記の通電加熱や高周波誘導加熱等の加熱方式を使用する場合には、その装置の性能上、３００℃／秒程度が上限となる。

また、この加熱工程において、最高到達板温を８５０℃以上とすることが好ましい。最高到達板温をこの温度とするのは、鋼板をオーステナイト域まで加熱するとともに、表面まで十分に合金化を進行させるためである。

ホットスタンプ後の鋼板は、溶接、化成処理、電着塗装等を経て最終製品となる。通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は１〜３０μｍ程度である。電着塗装の後に中塗り、上塗り等の塗装が施されることもある。

以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。
（実施例１）
通常の熱延工程及び冷延工程を経た、表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）を供試材料として、溶融Ａｌめっきを行った。溶融Ａｌめっきは無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を片面約８０ｇ／ｍ^２となるように調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成としてはＡｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅであった。浴中のＦｅは、浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものである。めっき外観は概ね不めっき等がなく良好であったが、一部に不めっき発生が認められた。

次に、この鋼板をコイル状態でボックス焼鈍で加熱した。ボックス焼鈍条件は大気雰囲気、６２０℃、１５時間とした。ボックス焼鈍後、ＡｌＮによるめっき剥離の有無を目視判定し、２０％苛性ソーダ中でＦｅ−Ａｌ合金層の表面を剥離して重量法でＡｌＮ量を測定した。

こうして作成した試料の焼入後硬度（Ｈｖ）及び塗装後耐食性（ｍｍ）を評価した。ホットスタンプは急速加熱に相当する条件として、通電加熱を用い、昇温速度は約１００℃／秒であった。大気中で２００×２００ｍｍ大の試験片を９５０℃狙いで加熱し、約７００℃の温度まで大気中で冷却して、その後、厚さ５０ｍｍの金型間で圧着することで急冷した。このとき金型表面に断熱材を薄く引いて冷却速度が３０〜４０℃／秒となるように調節した。

断面硬度を荷重１０ｋｇｆのビッカース硬度計で求め、塗装後耐食性を以下の手順で評価した。７０×１５０ｍｍに剪断した試験片を用いて日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５Ｔで化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯＭ６１０−９２）を１８０サイクル（６０日）行ない、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。このときＧＡ（付着量片面４５ｇ／ｍ^２）の膨れ幅は５ｍｍであった。

表２に、加熱条件と組織並びに特性評価結果をまとめた。

鋼中Ｓｉ量が多すぎるような場合（番号１２）、Ｓｉ酸化に伴う不めっきが発生して、それ以降の評価は不可能であった。鋼中Ｃｒ，Ｍｏ量が少ない場合（番号１、６）にはこの温度で焼鈍してもＡｌＮの生成を完全には抑制できず、１ｇ／ｍ^２以上のＡｌＮが生成し、塗装後耐食性も比較材のＧＡ以下に低下する傾向が認められた。鋼中Ｃ量やＭｎ量が低い場合には（番号９、１３）、焼入性が低下して十分な硬度が得られなかった。鋼成分を適正化した他の条件においては、焼入後硬度、塗装後耐食性共に良好となり、このときのＡｌＮ量は１ｇ／ｍ^２以下であった。
（実施例２）
表１のＣに示した鋼成分を持つ冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）に実施例１と同じ要領で溶融Ａｌめっきを施した。めっき付着量は片面２０〜１００ｇ／ｍ^２とした。こうして製造したＡｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍を用いて種々の条件で焼鈍した。

ホットスタンプ前の加熱は通電加熱に加えて近赤外線も用いた。このときの昇温速度は通電加熱で約１５０℃／秒、近赤外線加熱で約４０℃／秒であった。また合金化の不十分な場合にはめっきの寄り、垂れが認められたため、加熱前後の板厚変化（最大値をそれぞれ測定）を測定し、板厚変化として評価した。板厚変化０．１ｍｍというのは、加熱後の最大板厚が０．１ｍｍ増大していることを意味し、これはＡｌめっきが局部的に凝集しているためである。

条件と評価結果を第３表にまとめた。Ａｌめっきの付着量が少ない場合（番号１）には、十分な塗装後耐食性が得られなかった。ボックス焼鈍の条件が表面まで合金化まで至らないと（番号１６）、Ａｌが残存していた。このときには垂れが発生し、局部的に板厚が０．２ｍｍ程度厚くなり、耐食性評価ができなかった。またバッチ焼鈍での温度が高すぎると、コイルが溶着してしまい（番号１３）、一方温度が低すぎると先述したＡｌＮの生成が起こり、表面のめっきが剥離したり、粉状物が付着したりした（番号６、７、８、９）。保定時間が長すぎるような条件（番号１４、１５）ではボックス焼鈍で合金化が進行しすぎて塗装後耐食性の低下が認められた。また番号１７はボックス焼鈍を施していない場合に相当するが、このときには垂れが発生した。一方、付着量に見合った条件で加熱した水準においては合金化が表面まで進行し、塗装後耐食性は良好で、板厚変化も認められなかった。
（実施例３）
表１のＱの鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．６ｍｍ）を用いて実施例１と同様の方法で片面８０ｇ／ｍ^２のＡｌめっきを施した。その後ＺｎＯ微粒子懸濁液（シーアイ化成（株）社製ｎａｎｏｔｅｋｓｌｕｒｒｙ）に水溶性のウレタン樹脂をＺｎＯに対して重量比で２０％添加した液をＺｎとして１．５ｇ／ｍ^２となるように塗布し、８０℃で乾燥させた。この材料を用いてバッチ焼鈍条件：６３０℃、保定７時間で焼鈍し、表面まで合金化させた。

この試料を用いて通電加熱法で９５０℃まで昇温し、保定時間はとらずに金型で急冷した。このときの平均昇温速度は６０℃／秒であった。こうして製造した材料の塗装後耐食性を実施例１と同様の方法で評価したところ、膨れ幅は１ｍｍであった。この条件とほぼ同様の条件が表３の番号４に相当するが、これと比較しても極めて優れた耐食性を示した。このことからＡｌめっき表面にＺｎＯを含有する処理を施すことで塗装後耐食性の更なる向上が図れると考えられた。
（実施例４）
表１のＧの鋼成分を有する冷延鋼板（板厚２．０ｍｍ）を用いてＡｌめっきを施した。このときＡｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅめっき浴にＭｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｏを添加してその効果を評価した。めっき付着量は片面約８０ｇ／ｍ^２、ボックス焼鈍条件は６５０℃、保定１０時間、ホットスタンプ前の加熱は近赤外線加熱で、昇温速度約３０℃／秒、昇温温度９３０℃とした。このときの塗装後耐食性を評価した結果を表４に示す。

浴へこれらのＭｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｏの元素を添加することによる耐食性向上効果が認められた。浴温を保ったままでは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏは上記の濃度しか添加することができなかった。

（実施例５）
表１のGの鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）を用いてＡｌめっきを施した。めっき付着量は片面約８０ｇ／ｍ^２、ボックス焼鈍条件は６５０℃、保定１０時間であり、ボックス焼鈍後、圧下率０．５〜５％のスキンパスを付与した。スキンパス圧延を施すことにより鋼板の反りが矯正され、表面平滑性が改良されていた。この試料を用いて通電加熱法で９５０℃まで昇温し、保定時間はとらずに金型で急冷した。このときの平均昇温速度は６０℃／秒であった。こうして製造した材料の塗装後耐食性を実施例１と同じ方法で評価した。その結果、以下の表５に示す結果となった。この結果よりスキンパスでの圧下率を上げると塗装後耐食性が低下する傾向が認められた。これはスキンパスにより合金化しためっき層にクラックが入り、続く加熱工程においてその部位より鉄が酸化したものと推定される。スキンパス圧下率は３％以下とすることが好ましい。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明はかかる例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１鋼板
２電流
３磁場
４溶融Ａｌに加わる力
５寄り
６Ａｌめっき
７合金層
８Ｓｉ
９ＡｌＮ
１０アルミナ
１１Ａｌめっき鋼板（試験材）

Claims

鋼成分として質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｃｒ：０．４％超〜３％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．００１〜０．１％、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＦｅ：４２〜８８％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物より成るＡｌ−Ｆｅ合金層を有し、該Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量が０．０１〜１ｇ／ｍ^２であることを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。
鋼成分として質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｃｒ：０．２〜３％、
Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．００１〜０．１％、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＦｅ：４２〜８８％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物より成るＡｌ−Ｆｅ合金層を有し、該Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量が０．０１〜１ｇ／ｍ^２であることを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。
上記鋼成分が、さらに質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載のホットスタンプ用鋼板。
上記Ａｌ−Ｆｅ合金層が、さらに質量％で、
Ｓｉ：３〜１５％
を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
上記Ａｌ−Ｆｅ合金層が、さらに質量％で、
Ｍｎ：０．０５〜１％、
Ｍｇ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼成分の鋼板に付着量が片面当たり３０〜１００ｇ／ｍ^２となるようにＡｌめっき浴を用いてＡｌめっきを施してＡｌめっき鋼板とし、該Ａｌめっき鋼板コイルをボックス焼鈍炉内で、その保定時間、温度をそれぞれＸ軸、Ｙ軸とし、Ｘ軸を対数表示した時に、（６００℃、５時間）、（６００℃、２００時間）、（６３０℃、１時間）、（７５０℃、１時間）、（７５０℃、４時間）の５点で囲まれる内部となるような温度並びに保定時間で焼鈍することでＡｌめっきと鋼板を合金化させ、鋼板の表面に、厚みが１０〜４５μｍのＦｅ：４２〜８８％を含有し残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｆｅ合金層を形成し、該Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量を０．０１〜１ｇ／ｍ^２に抑制することを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板の製造方法。
上記合金化させた後に、圧下率３％以下のスキンパス圧延を行なうことを特徴とする、
請求項６に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
前記Ａｌめっき浴が、Ｓｉを３〜１５質量％含有することを特徴とする、請求項６または７に記載のホットスタンプ用めっき鋼板の製造方法。
前記Ａｌめっき浴が、さらに質量％で、
Ｍｎ：０．０５〜１％、
Ｍｇ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項８に記載のホットスタンプ用めっき鋼板の製造方法。