JP7170651B2 - 熱間成形被覆鋼製品の製造方法 - Google Patents

熱間成形被覆鋼製品の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、熱間プレス成形用のＡｌ－Ｓｉ合金被覆鋼ストリップ、及び、連続被覆工程においてＡｌ－Ｓｉ合金被覆鋼ストリップを製造する方法に関する。
欧州特許０９７１０４４（ＥＰ０９７１０４４）から、熱間プレス成形品（熱間成形品）又はプレス硬化品の製造にアルミニウム－ケイ素被覆鋼ストリップを使用することが知られている。この工程において、鋼ストリップから切り取られたブランクを、鋼がオーステナイトに変態する温度（すなわち、Ａｃ１温度より高い温度）に加熱して、所望の形状に容易に成形することができる。オーステナイトストリップを所望の形状にプレスした後、オーステナイトがマルテンサイト又は他の硬化構造に変態することを可能とする冷却速度で冷却して、高強度の成形品が得られる。欧州特許２３７７９６５（ＥＰ２３７７９６５）には、シート又は２２ＭｎＢ５等の鋼シートにおいて１０００ＭＰａ以上の強度を達成できることが開示されている。アルミニウム－ケイ素コーティングは、高温にとどまる間及びその後の冷却中に、ストリップを酸化及び脱炭から保護することを目的としている。完成した熱間プレス成形部品は、表面酸化物の除去を必要とせず、部品をさらに処理することができる。現在実際に使用されているアルミニウム－ケイ素コーティングには、約１０％のケイ素が含まれている。
１０％のケイ素を含むアルミニウム－ケイ素コーティングの欠点は、熱間成形及び冷却後の最終部品への塗料の接着が不十分であることである。塗料の著しい剥離が頻繁に観察される。
本発明のさらなる目的は、熱間成形後に改善された塗料接着性を有するアルミニウム－ケイ素被覆鋼ストリップを提供することである。
本発明のさらなる目的は、上記アルミニウム－ケイ素被覆鋼ストリップを製造する方法を提供することである。
さらに、本発明の目的は、熱間成形工程に有利な上記の鋼ストリップの使用を提供することである。
さらに、本発明の目的は、本発明の鋼ストリップの使用の結果生じる製品を提供することである。
図１Ａは、本発明の工程を要約する図であり、図１Ｂは、被覆層の構成及び発達を説明する図である。 図２は、１．６重量％のＳｉを含むアルミニウム合金コーティングを備えた鋼基材の熱処理中の金属間化合物の異なる層の発達を示す図である。 図３は、３．０重量％のＳｉを含むアルミニウム合金コーティングを備えた鋼基材の熱処理中の金属間化合物の異なる層の発達を示す図である。 図４は、９２５℃で６分間加熱した熱間成形製品において、１．１重量％（サンプルＡ）及び９．６重量％（サンプルＢ）のＳｉを含むアルミニウム合金コーティングを備えた鋼基材の熱処理中の金属間化合物の異なる層の発達を示す図である。 図５は、サンプルＡ及びＢの塗料接着性試験の結果を示す図である。 図６は、サンプルＡ及びＢの平均アンダークリープ値を示す図である。 図７は、９００℃で６分間アニーリングした後のサンプルＡの拡散の分析結果を示す図である。 図８は、サンプルＡの異なる熱処理時間に対するＦｅＡｌ２層の形成を示す図である。 図９は、アルミニウム被覆層に１．９重量％（図９ａ）又は９．８重量％（図９ｂ及び９ｃ）のＳｉを有する熱間成形サンプルの断面を示す図である。 図１０ａ～１０ｃは、これらのサンプルの塗料接着性能を示す図である。
本発明の第一の態様によれば、熱間成形鋼製品を製造する方法であって、
前記熱間成形製品が、鋼基材とアルミニウム合金被覆層とを含み、
前記アルミニウム合金被覆層が、表面層と、前記表面層と前記鋼基材との間の拡散層とを含み、
前記表面層が、０～１０面積％のτ相を含み、
前記τ相が、存在する場合には、前記表面層中に分散しており、
前記方法が、少なくとも以下の工程：
０．４重量％以上４．０重量％以下のＳｉを含む溶融アルミニウム合金浴に前記鋼基材を浸漬することにより、アルミニウム合金被覆層を備えた鋼ストリップ又はシートを提供する工程；
前記被覆鋼ストリップ又はシートを切断してブランクを得る工程；
直接又は間接熱間成形工程によって前記ブランクを熱間成形して産物を得る工程であって、前記ブランクを、又は前記間接熱間成形工程の場合には熱間成形鋼製品を、前記鋼のＡｃ１温度、好ましくはＡｃ３温度を超える温度まで加熱することを含む工程；
得られた産物を冷却して所望の最終ミクロ組織を形成し、前記熱間成形鋼製品を得る工程
を含む方法を提供する。
本発明の被覆鋼ストリップは、一方で熱間成形中の酸化に対する良好な保護を提供し、他方で完成部品の優れた塗料接着性を提供する。表面層にτ相が存在する場合には、それは連続した層としてではなく、埋め込まれた島（embedded islands）、すなわち分散物の形態で存在することが重要である。分散物は、２以上の相を含む物質であって、１以上の相（分散相）がマトリックス相に埋め込まれた微細に分割された相領域から構成される物質として定義される。
塗料の接着性の改善は、本発明者らが既知のコーティングの接着しにくさの原因であることを見出したτ相の不存在又は制限された存在による成果である。本発明において、組成が以下の範囲、５０～７０重量％のＦｅ、５～１５重量％のＳｉ及び２０～３５重量％のＡｌの組成範囲を有するＦｅｘＳｉｙＡｌｚ相である場合には、相はτ相であると見なされる。アルミニウム層への鉄の拡散の結果として、ケイ素の溶解度が超過するとき、τ相が形成される。鉄の富化の結果として、ケイ素の溶解度が超過すると、Ｆｅ２ＳｉＡｌ２等のτ相が形成される。この形成により、熱間成形工程中のアニーリングの持続時間及びアニーリング温度の高さに制限が課せられる。そのため、第一に鋼ストリップ又はシート上のアルミニウム合金層におけるケイ素含有量の制御、第二にアニーリング温度及び時間によって、τ相の形成を容易に回避又は制限することができる。このことの付加的な利点は、炉内のブランクの所要時間も短縮できることであり、これにより、炉に供する時間を短くすることができ、これは経済的に有利である。所定の被覆層のアニーリング温度及び時間の組み合わせは、簡単な実験に続く通常のミクロ組織観察によって容易に決定される（下記の実施例を参照）。割合は被覆層の断面で測定されるため、τ相の割合は面積％で表されることに留意すべきである。
熱間成形には、直接及び間接ホットスタンプの２つのバリエーションがある。直接工程は、加熱及び成形された被覆ブランクから出発する一方で、間接工程は、被覆ブランクから予備成形されたコンポーネントを使用して、その後、加熱及び冷却して、冷却後に所望の特性及びミクロ組織を得る。生産性の観点から、直接工程が好ましい。本発明において、直接及び間接の両方のホットスタンプは、「ブランクを熱間成形して産物を得る」という特徴が直接又は間接の熱間成形であり得る本発明の一部と見なされる。間接熱間成形工程において、その順序は、ブランクを成形して成形産物を得る、炉内で成形産物を鋼がオーステナイトに変態するのに十分な高温に加熱する、成形産物を冷却して所望の最終ミクロ組織の製品を得る、という順序である。一方、直接熱間成形工程において、その順序は、炉内でブランクを鋼がオーステナイトに変態するのに十分な温度まで加熱する、金型内でブランクを熱間成形して熱間成形産物を得る、熱間成形産物を冷却して所望の最終ミクロ組織の製品を得る、という順序である。
本発明の一実施形態によれば、表面層にτ相が存在しない。塗料の接着性に対するτ相の存在の影響のため、表面層にτ相が存在しないか、又は少なくとも最も外側の表面層にτ相が存在しないことが好ましい。最も外側の表面層の意味は完全に明確でなければならないが、図１Ｂにおいて説明する。
本発明者らは、鋼基材に０．４重量％以上のケイ素を含むアルミニウム合金被覆層を設けることにより、これが実現されることを見出した。好ましくは、アルミニウム合金被覆層は、０．６重量％以上及び／又は４．０重量％以下のケイ素を含む。
本発明のアルミニウム合金被覆層における熱間成形後のτ相の接触率（contiguity）は、好ましくは０．４以下であることが見出された。これは、τ相が、存在する場合には、閉じた層（closed layer）ではなく、分散していることを意味する。τ相の量は１０％以下であるため、接触率と量との組み合わせにより、τ相が存在する場合には、τ相が分散して存在することが明らかとなる。τ相が存在しないことが好ましいことに留意すべきであるが、これは、アルミニウム合金中のケイ素含有量が２．５％未満である、熱間成形されたアルミニウム合金被覆鋼ストリップの場合であると考えられる。
接触率（Ｃ）は、材料のミクロ組織を特徴付けるために使用される特性である。接触率は、複合材料内の複数の相の結び付けられた性質（connected nature）を定量化するものであり、α－βの２相組織において他のα相粒子と共有されるα相（an α phase shared with other α phase particles）の内部表面の割合として定義することができる。一方の相の他方の相中の分布が、完全に分散した組織（α－α接触なし）から完全に凝集した組織（α－α接触のみ）まで変化するにつれて、相の接触率は０～１の間で変化する。界面面積は、ミクロ組織の研磨面上の相界面での交差を数えるという簡単な方法を使用して得ることができ、接触率は以下の式で与えられる。
Figure 0007170651000001
式中、Ｃα及びＣβは、α及びβ相の接触率であり、ΝL αα及びΝL ββは、それぞれ、単位長さのランダムな線とα／α界面及びβ／β界面との交差数であり、ΝL αβは単位長さのランダムな線とα／β界面との交差数である。接触率Ｃαが０の場合には、他のα粒子に接触するα粒子は存在しない。接触率Ｃαが１の場合には、すべてのα粒子は他のα粒子に接触し、これは、β相に埋め込まれたα粒子（α-grains embedded the β-phase）の大きな塊が１つだけ存在することを意味する。
表面層中のτ相の接触率Ｃτは、τ相が存在する場合には、０．４以下であることが好ましい。
鋼ストリップ又はシート上に設けられたアルミニウム合金層は、アルミニウム、ケイ素及び鉄の合金、及びそれらの金属間化合物を含む。これは、合金層が、アルミニウム、ケイ素及び鉄の合金、及びそれらの金属間化合物で実質的に構成されるが、鉄等の他の意図される成分及び不可避的不純物等の意図されない成分が合金層に存在することもあることを意味する。これらの意図されない成分は、僅かな量の不可避的不純物であり、マンガン及びクロム等の元素も含まれる。これらは、溶融めっき設備内において溶融物を通過する鋼ストリップ又はシートから、これらの元素が溶解した結果である。この溶解工程は避けられず、これらの溶解した元素の存在は不可避である。これらの元素が、鋼ストリップ又はシートの上に沈着（deposited）したアルミニウム合金被覆層にも最終的に含まれることは明らかである。
いくつかの元素は、特定の理由で溶融物に添加されることが知られていることに留意すべきである。すなわち、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｒ、Ｃｅ、Ｌａ及びＣａは、粒子径を制御したり、アルミニウム－ケイ素共晶を調整したりするために使用される元素である。Ｍｇ及びＺｎは、最終的な熱間成形製品の耐食性を改善するために、浴に添加することができる。その結果、これらの元素も、アルミニウム合金被覆層に最終的に含まれる可能性がある。好ましくは、溶融アルミニウム合金浴中のＺｎ含有量及び／又はＭｇ含有量は、トップドロス（top dross）を防止するために１．０重量％未満である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＦｅ等の元素も、浴を通過する鋼ストリップから、これらの元素が溶解する結果として、溶融アルミニウム合金浴に存在する可能性が高く、したがって、アルミニウム合金被覆層に最終的に含まれる可能性がある。溶融アルミニウム合金浴中の鉄の飽和レベルは、典型的には２～３重量％である。したがって、本発明の方法において、アルミニウム合金被覆層は、典型的には、マンガン、クロム及び鉄等の、鋼基材からの溶解元素を、溶融アルミニウム合金浴中におけるこれらの元素の飽和レベルまで含む。
鋼ストリップ又はシートは、熱間成形に適した厚さ及び組成を有する熱間圧延鋼ストリップ又はシート、あるいは熱間成形に適した厚さ及び組成を有する冷間圧延鋼ストリップ又はシートであってもよいことに留意すべきである。冷間圧延鋼ストリップ又はシートは、溶融めっき前に、硬質ミクロ組織、回復したミクロ組織、又は再結晶化したミクロ組織を有していてもよい。
本発明者らは、本発明の熱間成形方法が、熱間成形製品の冷却後に改善された特性をもたらす任意の鋼種において使用できることを見出した。これらの例は、臨界冷却速度を超える冷却速度でオーステナイトの範囲から冷却した後にマルテンサイトのミクロ組織をもたらす鋼である。ただし、冷却後のミクロ組織は、マルテンサイト及びベイナイトの混合物、マルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイトの混合物、フェライト及びマルテンサイトの混合物、マルテンサイト、フェライト及びベイナイトの混合物、マルテンサイト、残留オーステナイト、フェライト及びベイナイトの混合物、又はフェライト及び非常に細かいパーライトさえも含むこともあり得る。
本発明の一実施形態において、鋼ストリップは、重量％で、
Ｃ：０．０１～０．５
Ｐ：０．１以下
Ｎｂ：０．３以下
Ｍｎ：０．４～４．０
Ｓ：０．０５以下
Ｖ：０．５以下
Ｎ：０．００１～０．０３０
Ｂ：０．０８以下
Ｃａ：０．０５以下
Ｓｉ：３．０以下
Ｏ：０．００８以下
Ｎｉ：２．０以下
Ｃｒ：４．０以下
Ｔｉ：０．３以下
Ｃｕ：２．０以下
Ａｌ：３．０以下
Ｍｏ：１．０以下
Ｗ：０．５以下
を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である組成を有する。これらの鋼は、熱間成形工程後に非常に良好な機械的特性を有する一方で、Ａｃ１又はＡｃ３温度を超える熱間成形中は成形が非常に容易である。好ましくは、窒素含有量は０．０１０％以下である。１種以上の任意の元素は存在しない、すなわち、その元素の量は０重量％であってもよいし、その元素は不可避的不純物として存在してもよいことに留意すべきである。
好ましい実施形態において、鋼ストリップの炭素含有量は、０．１０％以上及び／又は０．２５％以下である。好ましい実施形態において、マンガン含有量は１．０％以上及び／又は２．４％以下である。好ましくは、ケイ素含有量は０．４重量％以下である。好ましくは、クロム含有量は１．０重量％以下である。好ましくは、アルミニウム含有量は１．５重量％以下である。好ましくは、リン含有量は０．０２重量％以下である。好ましくは、硫黄含有量は０．００５重量％以下である。好ましくは、ホウ素含有量は５０ｐｐｍ以下である。好ましくは、モリブデン含有量は０．５重量％以下である。好ましくは、ニオブ含有量は０．３重量％以下である。好ましくは、バナジウム含有量は０．５重量％以下である。好ましくは、ニッケル、銅及びカルシウムはそれぞれ０．０５重量％未満である。好ましくは、タングステンは０．０２重量％以下である。これらの好ましい範囲は、上記に個別に又は組み合わせて開示された鋼ストリップの組成と組み合わせて使用することができる。
好ましい実施形態において、鋼ストリップは、重量で、
Ｃ：０．１０～０．２５
Ｐ：０．０２以下
Ｎｂ：０．３以下
Ｍｎ：１．０～２．４
Ｓ：０．００５以下
Ｖ：０．５以下
Ｎ：０．０３以下
Ｂ：０．００５以下
Ｃａ：０．０５以下
Ｓｉ：０．４以下
Ｏ：０．００８以下
Ｎｉ：０．０５以下
Ｃｒ：１．０以下
Ｔｉ：０．３以下
Ｃｕ：０．０５以下
Ａｌ：１．５以下
Ｍｏ：０．５以下
Ｗ：０．０２以下
を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である組成を有する。好ましくは、窒素含有量は０．０１０％以下である。
熱間成形に適した典型的な鋼種を表Ａに示す。
Figure 0007170651000002
本発明の一実施形態において、表面層にτ相が存在しない。本発明者らは、表面層にτ相が存在しない場合には、製品への塗料接着性が、約１０％のケイ素を含む既知のアルミニウム－ケイ素コーティングを備えた既知の製品よりも優れていることを見出した。組成の局所的な変動が表面層におけるτ相の偶発的な形成につながる可能性があること、及び、このことが塗料の接着性の急激な低下に直結しないことに留意すべきであるが、理想的な場合は、表面層にτ相が存在しない場合であることに留意することが間違いなく重要である。
本発明の一実施形態において、最も外側の表面層にτ相が存在しない。本発明者らは、製品への良好な塗料接着性を得るために、表面層にτ相が存在しないことが重要であることを見出した。組成の局所的な変動が最も外側の表面層におけるτ相の偶発的な形成につながる可能性があること、及び、このことが塗料の接着性の急激な低下に直結しないことに留意すべきであるが、理想的な場合は、表面層にτ相が存在しない場合であることに留意することが、間違いなく重要である。
本発明の一実施形態において、アルミニウム合金被覆層は、０．６～４．０重量％のケイ素を含み、残部は、アルミニウム並びに溶融めっき工程に対応する不可避的元素及び不純物である。ケイ素含有量をこれらの値に制限することにより、表面層及び／又は最も外側の表面層でのτ相の形成が達成可能である。溶融めっきアルミニウム合金被覆層のケイ素含有量と、この合金層のアニーリング温度及び時間との組み合わせは、簡単な実験に続く通常のミクロ組織観察によって容易に決定される（下記の実施例を参照）。
本発明の好ましい実施形態において、アルミニウム合金被覆層は、０．６～１．４重量％のケイ素を含む。これらの層において、熱間成形の後にτ相は形成されない。この実施形態は、典型的には２０μｍを超える厚い被覆層に特に適している。
本発明の好ましい実施形態において、アルミニウム合金被覆層は、少なくとも１．６～４．０重量％、好ましくは少なくとも１．８重量％のケイ素を含む。アルミニウム合金被覆層は、好ましくは約２．９重量％以下、さらに好ましくは２．７重量％以下のケイ素を含み、さらに一層好ましい最大値は２．５重量％である。より高いケイ素含有量において、熱間成形後の表面層又は最も外側の表面層におけるτ相の形成リスクが多少増加するが、アニーリング温度及び時間を制御することにより、これを容易に防止又は軽減することができる。アルミニウム合金被覆層中のケイ素含有量が１．６～２．９重量％、又は上記に記載した好ましい範囲のいずれか１つであることにより、安定した処理条件が得られる。この実施形態は、典型的には２０μｍ以下のより薄い被覆層に特に適している。
本発明の一実施形態において、溶融めっきされた鋼ストリップ又はシートは、被覆後に、予備拡散処理（pre-diffusion treatment）、すなわち予備拡散アニーリング工程に供される。これにより、アルミニウム合金被覆層への鉄の拡散が予め起こり、アルミニウム合金被覆層が、鉄－アルミニウムの金属間化合物の上層を備えるとともにケイ素が固溶した鉄－アルミニウム合金を本質的に含む、完全に合金化されたＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ被覆層に変換されているという意味において、熱間成形工程が短縮される。予備拡散処理は、より制御された環境、例えば、別々の連続アニーリングラインにおいて、又は溶融めっき工程の直後に直列するアニーリングセクションにおいて、又はホットスタンプ工程の前に加熱炉に連続する別々の加熱工程において行うことができるため、製品の一貫性も改善することができる。これにより、本発明のコーティングの拡散アニーリングは非常に高速であるため、熱間成形の前にブランクをアニーリングするために放射炉ではなく誘導炉を使用することができる。コーティングが予備拡散されない場合、コーティングの外層は、依然として溶融アルミニウム浴の組成を保持しており、誘導加熱を使用すると、外層が溶けて、拡散場（diffusion field）と相互作用して、コーティングのずれ又は波打った表面の原因となる可能性がある。
また、予備拡散されて完全に合金化されたアルミニウム－鉄－ケイ素で被覆された鋼ストリップの反射率ははるかに低く、これが、放射炉が使用される場合には、ブランクがより速く加熱される理由であり、したがって、再加熱炉の数及びサイズを減少させるとともに、ロールのビルドアップによる製品の損傷及び機器の汚染を減少させる可能性がある。表面のＦｅ２Ａｌ５相は色が濃く、これにより、放射炉での反射率が低くなり、熱の吸収が大きくなる。
さらに、誘導加熱及び赤外線加熱等の他の加熱手段が、非常に高速の加熱に使用することができる。これらの加熱手段は、単独の状況で、又は短い放射炉の前の高速加熱工程として使用することができる。
一実施形態において、アルミニウム合金被覆層を備えた被覆ストリップ又はシートは、
連続アニーリングによる溶融めっきライン内の溶融めっき直後のストリップとして、
連続アニーリングライン内のストリップであって、周囲温度まで冷却された後のストリップとして、
必要に応じて放射及び／又は対流式加熱炉と組み合わせられた誘導炉内のストリップ、シート又はブランクとして、
予備拡散アニーリング工程に供される。
本発明の一実施形態において、溶融めっき及び冷却後の被覆鋼ストリップ又はシート上のアルミニウム合金被覆層は、鋼基材から外側に向かって少なくとも以下の３つの異なる層：
Ｓｉが固溶したＦｅ２Ａｌ５相（Fe2Al5 phase with Si in solid solution）からなる金属間化合物層１；
Ｓｉが固溶したＦｅＡｌ３相（FeAl3 phase with Si in solid solution）からなる金属間化合物層２；
溶融アルミニウム合金浴の組成を有する（すなわち、前述のストリップからの不純物及び溶解元素の不可避的存在を含む）アルミニウム合金が固化した、外層
を含む。理想的には、金属間化合物層は上記の化合物のみからなるが、僅かな量のその他の成分に加えて、不可避的不純物及び中間化合物が存在してもよい。より高いケイ素含有量における分散τ相は、そのような不可避的化合物の1つであろう。しかしながら、これらの僅かな量は、被覆鋼基材の特性に悪影響を及ぼさないことが見出されている。
被覆鋼ストリップを製造する好ましい方法は、適切に調製された冷間圧延ストリップを、０．４％以上、好ましくは０．６％以上及び／又は４．０％以下のケイ素を含み、その融解温度と７５０℃との間の温度、好ましくは６６０℃以上及び／又は好ましくは７００℃以下の温度に保持された溶融アルミニウム合金浴に、浸漬することである。溶融物中のストリップの滞留時間は、好ましくは２秒以上であり、好ましくは１０秒以下である。滞留時間と、液体の軌道（liquid trajectory）の長さと、ライン速度との間には、直接的な関連性がある。液体の軌道の長さは典型的には約６ｍであり、これは２～１０秒の滞留時間に対して１８０～３６ｍ／ｍｉｎのライン速度に対応する。浴中のストリップ進入温度は、５５０～７５０℃、好ましくは６３０℃以上、さらに好ましくは６６０℃以上及び／又は好ましくは７００℃以下である。好ましくは、ストリップ進入温度は、浴の加熱又は冷却を回避するために溶融物の温度とほぼ同じである。
本発明の一実施形態において、加熱及び熱間成形前の合金層（すなわち、「被覆時の」層）の厚さは、１０～４０μｍである。したがって、この工程により、加熱及び熱間成形の前、及び必要に応じて行われる予備拡散アニーリングの前の、１０～４０μｍの厚さのアルミニウム合金被覆層が得られる。
本発明の一実施形態において、加熱及び熱間成形の前、及び必要に応じて行われる予備拡散アニーリングの前の合金層の厚さは、１２μｍ以上及び／又は３０μｍ以下である。
本発明の一実施形態において、加熱及び熱間成形の前、及び必要に応じて行われる予備拡散アニーリングの前の合金層の厚さは、１３μｍ以上及び／又は２５μｍ以下、好ましくは２０μｍ以下である。
第２の態様によれば、本発明は、本発明の方法に従って製造される熱間成形鋼製品、例えば、これに限定されるわけではないが、
鋼基材とアルミニウム合金被覆層とを含む熱間成形鋼製品であって、
前記アルミニウム合金被覆層が、表面層と、前記表面層と前記鋼基材との間の拡散層とを含み、
前記表面層が、０～１０面積％のτ相を含み、
前記τ相が、前記表面層中に分散している、熱間成形鋼製品にも関する。
本発明は、上記の熱間成形製品であって、
１．アルミニウム合金被覆層が、０．４重量％以上のケイ素を含み、及び／又は、
２．アルミニウム合金被膜層の表面層に、τ相が存在せず、及び／又は、
３．アルミニウム合金被膜層の最も外側の表面層に、τ相が存在しない、熱間成形製品にも関する。
したがって、これらの３つの条件のいずれか１つが満たされてもよいし、いずれか２つの条件の組み合わせが満たされてもよいし、これらのすべてが満たされてもよい。
好ましくは、表面層にτ相が存在する場合には、表面層のτ相の接触率Ｃτは０．４以下である。
本発明者らは、鋼基材に０．４重量％以上のケイ素を含むアルミニウム合金被覆層を設けることにより、これが得られることを見出した。好ましくは、アルミニウム合金被覆層は、０．６重量％以上及び／又は４．０重量％以下のケイ素を含む。
本発明の好ましい実施形態において、アルミニウム合金被覆層は、０．６～１．４重量％のケイ素を含む。これらの層において、熱間成形の後にτ相は形成されない。この実施形態は、典型的には２０μｍを超える厚い被覆層に特に適している。
本発明の好ましい実施形態において、アルミニウム合金被覆層は、少なくとも１．６～４．０重量％、好ましくは１．８重量％以上のケイ素を含む。アルミニウム合金被覆層は、好ましくは約２．９重量％以下、さらに好ましくは２．７重量％以下のＳｉを含み、さらに一層好ましい最大値は２．５重量％である。より高いケイ素含有量において、熱間成形後の表面層又は最も外側の表面層におけるτ相の形成リスクが多少増加するが、熱間成形工程中のアニーリング温度及び時間を制御することにより、これを容易に防止又は軽減することができる。アルミニウム合金被覆層中のケイ素含有量が１．６～２．９重量％、又は上記に記載した好ましい範囲のいずれか１つであることにより、安定した処理条件が得られる。この実施形態は、典型的には２０μｍ以下のより薄い被覆層に特に適している。
以下、非限定的な例により本発明をさらに説明する。
図１Ａにおいて、本発明による工程が要約される。鋼ストリップは、必要に応じて洗浄セクションに通され、薄片（scale）、油残留物等の先行する工程の不要な残余物が除去される。その後、洗浄したストリップは、必要に応じてアニーリングセクションに進む。これは、熱間圧延ストリップの場合には、ストリップを加熱して溶融めっき（いわゆるｈｅａｔ－ｔｏ－ｃｏａｔサイクル）を可能にするためだけに使用でき、冷間圧延ストリップの場合には、回復又は再結晶アニーリングのために使用することができる。アニーリングの後、ストリップは、溶融めっき工程に進み、そこでは、本発明のアルミニウム合金被覆層が設けられる。溶融めっき工程と、その後に必要に応じて行われる予備拡散アニーリング工程との間に配置された、アルミニウム合金被覆層の厚さを制御するための厚さ制御手段が示されている。必要に応じて行われる予備拡散アニーリング工程において、アルミニウム合金被覆層が、完全に合金化されたアルミニウム－鉄－ケイ素層に変換される。予備拡散アニーリング処理が行われない場合には、巻き取り時のアルミニウム合金被覆層の合金化条件は、厚さ制御手段を通過した直後のアルミニウム合金被覆層とほぼ同じである。必要に応じて予備拡散されているかどうかに関係なく、被覆ストリップは、巻き取り前に後処理（例えば、必要に応じて行われる調質圧延又は張力レベリング等）に供される。厚さ制御手段の通過後の被覆ストリップの冷却は、通常２つの工程で行われる。厚さ制御手段の通過直後の冷却は、アルミニウム合金被覆層の回転圧延への接着又は損傷を防止することを目的としており、通常、約１０～３０℃／ｓの冷却速度で空冷又はミスト冷却によって行われ、さらにラインにおいて、アルミニウム合金被覆層を備えたストリップは、通常は水中での急冷により、急速に冷却される。冷却の影響は、主に熱によるものであり、ライン及びアルミニウム合金被覆層の損傷を防止して、鋼基材の特性に対する冷却の影響は無視できることに留意すべきである。その後、図１Ａに従って製造された（すなわち、被覆時の又は予備拡散された）ストリップ又はシートを、本発明の熱間成形工程において使用することができる。
図１Ｂにおいて、表面層及び拡散層が明確に同定された状態で、熱間成形工程後の層構造の拡大図が示される。また、鋼基材と「被覆時の」アルミニウム合金被覆層（ｄ０）との間の元の界面及び熱間成形工程におけるアニーリング後の厚さの増加（ｄａ）もはっきりと見える。拡散層は鋼基材の中へと成長しているため、ｄ０＜ｄａである。表面層の層構造は示されていない。これは、アニーリング温度、アニーリング時間、及びアルミニウム合金被覆層の組成に依存するためである。最も外側の表面層の定義が模式的に示される。
表１に示す組成を有する鋼基材から、熱間成形被覆鋼製品を製造した。
Figure 0007170651000003
アルミニウム合金被覆層は、溶融アルミニウム合金浴に基材を浸漬すること（別名、溶融めっき（hot-dipping or hot-dip coating））によって鋼基材に設けられ、浴のケイ素含有量、従ってアルミニウム合金被覆層のケイ素含有量は、それぞれ１．１及び９．６重量％であった。浴の温度は７００℃であり、浸漬時間は３秒であり、アルミニウム合金被覆層の厚さは３０μｍであった。
被覆を施した後、鋼シートを放射炉において温度９２５℃で６分間加熱した。加熱の終わりに、ブランクを１０秒未満でプレスに搬送し、続いてスタンプ及び急冷を行った。ホットスタンプ後、鋼を厚さ４０～５０μｍのアルミニウム合金被覆層で被覆した。アルミニウム合金被覆層の厚さの増加は、表面層で起こる拡散及び合金化工程、並びに表面層と鋼基材との間の拡散層の形成によって引き起こされる。この拡散層は、アルミニウムの鋼基材への拡散により形成され、それにより、鋼基材がこれ以上局所的にオーステナイトに変態せず、ホットスタンプ中にフェライトをそのまま維持し、この延性層が、鋼基材に到達する表面亀裂を防止するレベルまでアルミニウムによって鋼基材を強化する。図４に示すように、１．１％のＳｉ層を含む被覆鋼のコーティング（サンプルＡ）は３つの層からなり、一方で、９．６％のＳｉを含む被覆鋼のコーティング（サンプルＢ）において、４つの層を区別することができる。サンプルＢにおいて、アルミニウム合金被覆層におけるτ相の連続した層（図４において３で示されている）の存在に加えて、表面上にかなりの量の同一の相が確認することができる。
エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ又はＥＤＳ）は、サンプルの元素分析又は化学的特性評価に使用される分析手法である。それは、Ｘ線の励起源とサンプルの相互作用に依存する。その特性評価能力は、主に、各元素が固有の原子構造を持ち、その電磁波の放出スペクトルにおいて、固有な一群のピークを生じる［２］（分光法の主要原理）という基本原理に起因する。サンプルからの特性Ｘ線、すなわち、一群のＸ線の放出を誘導するために、試験するサンプルに焦点を合わせる。静止時には、サンプル内の原子は、離散的なエネルギー準位にある、すなわち、原子核に束縛された電子殻にある基底状態の（すなわち、励起されていない）電子を含む。入射ビームは、内殻で電子を励起し、内殻から電子を放出する一方で、電子が存在した場所に電子の空孔ができることがある。その後、外側の高エネルギー殻からの電子が空孔を埋め、高エネルギー殻と低エネルギー殻とのエネルギーの差がＸ線の形態で放出される。サンプルから放出されるＸ線の数とエネルギーは、エネルギー分散型分光計で測定することができる。Ｘ線のエネルギーは、２つの殻の間のエネルギーの差及び放出する元素の原子構造に特有であるため、ＥＤＳはサンプルの元素組成の測定を可能にする（https://en.wikipedia.org/wiki/Energy-dispersive_X-ray_spectroscopy）。
副次的な層（sub layer）のエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ又はＥＤＳ）により、サンプルＡの以下の組織：
層１：拡散層；
層２：ＦｅＡｌ２（Ｆｅ ４６～５２重量％、Ａｌ ４４～５０重量％及びＳｉ ３重量％未満）；
層３：Ｆｅ２Ａｌ５（Ｆｅ ４０～４７重量％、Ａｌ ５１～５８重量％及びＳｉ ３重量％未満）
が明らかになった。
サンプルＢの４層構造における、同定された相は、
層１：拡散層；
層２：Ｆｅ２Ａｌ５；
層３：τ相（Ｆｅ２ＳｉＡｌ２）；
層４：Ｆｅ２Ａｌ５
であった。
これらの層構造は、アニーリング時間に依存することに留意すべきである。時間を延長したアニーリングの後、サンプルＢの層２の組成は、ＦｅＡｌになる可能性がある。
さらに、両方の層に、低濃度のＣｒ及びＭｎが含まれる。Ａｌ－１．１重量％のＳｉ合金で被覆された鋼の断面上におけるＥＰＭＡによるライン走査によって、Ｃｒ及びＭｎが基材から層に拡散していることが明らかとなった。コーティングに見られる濃度は、基材における濃度の約５０％である。９００℃で６分間の熱処理の実施例を図７に示す。金属間化合物層１は非常に薄く、短いアニーリング時間及び／又は低いアニーリング温度ではほとんど存在しない場合もある（図８を参照）。
熱間成形パネルに、以下の工程でＥコートを施した。
Figure 0007170651000004
サンプルＡ及びＢの４枚のシートにおけるＥコート接着性を、パネルを５０℃の脱イオン水に１０日間浸漬することによって試験した。温水浴からパネルを取り出した後、ＮＥＮ－ＥＮ－ＩＳＯ ２４０９（２００７年６月）に従って、シートごとにクロスハッチパターン（cross hatch pattern）を作製した。前述の規格に記載のテープ剥離試験により、クロスカットエリア（cross-cut area）における塗料の接着性を試験した。試験結果を、この規格の表１に従って格付けした。
サンプルＡの４枚のシートは、優れた塗料接着性を示す。カットの端（edges of cuts）は完全に無傷で、格子の正方形はどれも剥離していない（図５）。したがって、接着性能は０と格付けされる。サンプルＢの４枚のシートは、塗料の接着性が不十分であった。格付けは２～４の間で変化し、１５～６５％のクロスカットエリアが剥離していることを意味する。
被覆製品が自動車メーカーの要件を満たしているかどうかを判断する典型的な試験は、スクライブアンダークリープ試験（scribe undercreep test）である。このテストでは、意図的に作製されたスクライブにおける腐食性クリープバックによるＥコートの接着性の損失を測定する。これらの試験結果は、使用中の表面腐食の指標と見なされる。この試験に使用したＥコートされたシートは、上記の工程に従って作製された。スクライブを、Ｅコート及び金属被覆を通ってちょうど基材に接して、シート上に作製した。パネルごとに２種類のスクライブを作製し、１つはＳｉｋｋｅｎｓ社製の用具を使用し、もう１つはｖａｎ Ｌａａｒ社製のナイフを使用した。ＶＤＡ２３３－１０２加速腐食試験によって、腐食キャビネット内でシートを試験した。スクライブラインからの腐食性クリープバックを、１０週間の試験後に評価した。平均クリープバック幅を、スクライブ長７０ｍｍにわたって測定した。測定用具として、長さ７０ｍｍ、幅が１～１５ｍｍまで０．５ｍｍ間隔で変化する長方形の透明な型板を使用した。剥離領域と最も一致する領域である型板の幅を、平均クリープバック幅とした。サンプルＡ及びＢの４枚のシートにスクライブ及び試験を行った。結果は、Ｂと比較してＡのアンダークリープ抵抗性の大幅な改善を示した。Ａの３～４ｍｍの範囲でアンダークリープを測定し、７～１０．５ｍｍの間にＢの値は見られた。
別の実施例において、アルミニウム被覆層を、冷間圧延された１．５ｍｍの硬質鋼基材に溶融めっきによって設け、この際、コーティング浴のケイ素含有量を、それぞれ１．９重量％及び９．８重量％とした。以下の表に示すように、コーティング浴の温度は６９０℃、浸漬時間は５秒、得られた層の厚さは１５～２５μｍに調整した。
Figure 0007170651000005
Figure 0007170651000006
被覆を施した後、コーティングの厚さ及びＳｉ濃度に応じて、温度９２５℃の放射炉で鋼シートを３．５～６分間加熱した。加熱の終わりに、ブランクを１０秒未満でプレスに移行し、続いてスタンプ及び急冷を行った。ホットスタンプ後、金属被覆層を測定すると、２０～５０μｍの間であった。
スタンプの後、１．９％のＳｉ層を含む被覆鋼のコーティングには、全くＦｅ２ＳｉＡｌ２（τ相）が存在しない一方で、９．８％のＳｉを含む被覆鋼の表面層におけるＦｅ２ＳｉＡｌ２（τ相）の面積の割合は、＞１０％である。さらに、１．９％のＳｉコーティングにおけるτ相の接触率（Ｃτ）は０であり、９．８％のＳｉコーティングにおけるＣτは１であり、これは好ましい最大値０．４をはるかに超えている。コーティングのミクロ組織の違いを示す断面画像を図９ａ～ｃに示す。
熱間成形されたパネル上に、同じ工程を経ることによりＥコートを施して、上記と同じ方法で試験した。シリーズ１の３枚のシートは、非常に良好な塗料接着性を示す。カットの端は大部分が無傷であり、ごくわずかな剥離が観察された（図１０ａ）。したがって、接着性能を１と評価する。シリーズ２のシートは、塗料の接着性が不十分である。評価は２～３で、１５～３５％のクロスカットエリアが剥離していることを意味する（図１０ｂ）。シリーズ３のシートは同様の性能を示し、２～３と評価される（図１０ｃ）。
本発明を、以下の非限定的な図によってさらに説明する。
図１Ａにおいて、本発明の工程を要約し、上記で詳細に説明し、図１Ｂにおいて、被覆層の構成（build-up）及び発達（development）を説明する。
図２は、１．６重量％のＳｉを含むアルミニウム合金コーティングを備えた鋼基材の熱処理中の金属間化合物の異なる層の発達を示す。図Ａは、浸漬直後に形成された層を備えた被覆時の層及び浴の組成を有する上層を示し、Ｂは、サンプルが７００℃に達した時点における再加熱中の発達を示し、Ｃは、９００℃で５分間アニーリングした後の状態を示す。サンプルＣにおいて、拡散領域がはっきりと見えるようになり、浴の組成を有する上層が完全に消失している（ＥＤＳ：加速電圧（ＥＨＴ）１５ｋｅＶ、作動距離（ｗｄ：working distance）６．０、６．２及び５．９ｍｍ）。
図３は、３．０重量％のＳｉを含むアルミニウム合金コーティングを備えた鋼基材の熱処理中の金属間化合物の異なる層の発達を示す（ＥＨＴは１５ｋｅＶ、ｗｄはそれぞれ６．６、６．５及び６．２ｍｍ）。図Ａは、浸漬直後に形成された層を含む被覆時の層及び浴の組成を有する上層を示し、Ｂは、サンプルが８５０℃に達した時点における再加熱中の発達を示し、Ｃは、９００℃で７分間アニーリングした後の状態を示す。サンプルＣにおいて、拡散領域がはっきりと見えるようになり、浴の組成を持つ上層が完全に消失している。また、Ｆｅ２Ａｌ５層中に分散されており、連続した層を形成していない、ある程度（Ｃτ≦０．４）のτ相（Ｆｅ２ＳｉＡｌ２）が見られる。
図４は、９２５℃で６分間加熱した熱間成形製品において、１．１重量％（サンプルＡ）及び９．６重量％（サンプルＢ）のＳｉを含むアルミニウム合金コーティングを備えた鋼基材の熱処理中の金属間化合物の異なる層の発達を示す（ＥＨＴは１５ｋｅＶ、ｗｄは７．３及び６．１ｍｍ）。サンプルＢの連続したτ相（Ｆｅ２ＳｉＡｌ２）層がはっきりと見られ、サンプルＡのそれらの顕著な欠如がはっきりと見られる。
図５は、上記で説明したサンプルＡ及びＢの塗料接着性試験の結果を示す。図６は、サンプルＡ及びＢの平均アンダークリープ値を示す。
図７は、９００℃で６分間アニーリングした後のサンプルＡの拡散の分析結果を示す。
図８（ＥＨＴ１５ｋｅＶ、ｗｄ７．４及び７．３ｍｍ）は、サンプルＡの異なる熱処理時間に対するＦｅＡｌ２層の発生を示す。９２５℃で３．５分後に、ＦｅＡｌ２層が現れ始め、６分後にはこの化合物の層が存在する。また、注目に値するのは、６分後のサンプルにおける拡散層の亀裂防止能である。
図９は、アルミニウム被覆層に１．９重量％（図９ａ）又は９．８重量％（図９ｂ及び９ｃ）のＳｉを含む熱間成形サンプルの断面を示す。図１０ａ～１０ｃは、これらのサンプルの塗料接着性能を示す。

Claims (14)

  1. 熱間成形鋼製品を製造する方法であって、
    前記熱間成形製品が、鋼基材とアルミニウム合金被覆層とを含み、
    前記アルミニウム合金被覆層が、表面層と、前記表面層と前記鋼基材との間の拡散層とを含み、
    前記表面層が、０～１０面積％のτ相を含み、
    前記τ相が、存在する場合には、前記表面層中に分散しており、
    最も外側の前記表面層がτ相を含まず、
    前記方法が、少なくとも以下の工程：
    ０．４重量％以上４．０重量％以下のＳｉ及び１．０重量％未満のＺｎを含む溶融アルミニウム合金浴に前記鋼基材を浸漬することにより、アルミニウム合金被覆層を備えた鋼ストリップ又はシートを提供する工程；
    前記被覆鋼ストリップ又はシートを切断してブランクを得る工程；
    直接又は間接熱間成形工程によって前記ブランクを熱間成形して産物を得る工程であって、前記ブランクを、又は前記間接熱間成形工程の場合には熱間成形鋼製品を、前記鋼のＡｃ１温度を超える温度まで加熱することを含む工程；
    得られた産物を冷却して所望の最終ミクロ組織を形成し、前記熱間成形鋼製品を得る工程
    を含む方法。
  2. 前記表面層がτ相を含まない、請求項１に記載の方法。
  3. 前記溶融アルミニウム合金浴が０．６～４．０重量％のケイ素を含む、請求項１又は２に記載の方法。
  4. 前記溶融アルミニウム合金浴が０．６～１．４重量％のケイ素を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の方法。
  5. 前記溶融アルミニウム合金浴が少なくとも１．６～４．０重量％のケイ素を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の方法。
  6. 前記アルミニウム合金被覆層を備えた前記被覆鋼ストリップ又はシートが、前記熱間成形工程の前に、予備拡散アニーリング工程に供される、請求項１～５のいずれか一項に記載の方法。
  7. 前記アルミニウム合金被覆層を備えた前記被覆ストリップ又はシートが、
    溶融めっきライン内の前記溶融めっきの直後のストリップとして、
    誘導炉内のストリップ、シート又はブランクとして、
    予備拡散アニーリング工程に供される、請求項１～５のいずれか一項に記載の方法。
  8. 加熱及び熱間成形の前の、前記被覆鋼ストリップ又はシート上の前記アルミニウム合金被覆層が、前記鋼ストリップの表面から外側に向かって、少なくとも以下の３つの異なる層：
    ケイ素が固溶したＦｅ２Ａｌ５からなる金属間化合物層１
    ケイ素が固溶したＦｅＡｌ３からなる金属間化合物層２
    溶融物の組成を有する外層
    を含む、請求項１～７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 加熱及び熱間成形の前の、前記アルミニウム合金被覆層の厚さが１０～４０μｍである、請求項１～８のいずれか一項に記載の方法。
  10. 前記鋼ストリップの組成が、重量％で、
    Ｃ：０．０１～０．５
    Ｐ：０．１以下
    Ｎｂ：０．３以下
    Ｍｎ：０．４～４．０
    Ｓ：０．０５以下
    Ｖ：０．５以下
    Ｎ：０．００１～０．０３０
    Ｂ：０．０８以下
    Ｃａ：０．０５以下
    Ｓｉ：３．０以下
    Ｏ：０．００８以下
    Ｎｉ：２．０以下
    Ｃｒ：４．０以下
    Ｔｉ：０．３以下
    Ｃｕ：２．０以下
    Ａｌ：３．０以下
    Ｍｏ：１．０以下
    Ｗ：０．５以下
    を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である、請求項１～９のいずれか一項に記載の方法。
  11. 鋼基材と、０．４重量％以上４．０重量％以下のＳｉ及び１．０重量％未満のＺｎを含むアルミニウム合金被覆層とを含む熱間成形鋼製品であって、
    前記アルミニウム合金被覆層が、表面層と、前記表面層と前記鋼基材との間の拡散層とを含み、
    前記表面層が、０～１０面積％のτ相を含み、
    前記τ相が、前記表面層中に分散しており、
    最も外側の前記表面層がτ相を含まない、熱間成形鋼製品。
  12. 前記アルミニウム合金被覆層が０．６～４．０重量％のケイ素を含み、及び／又は、
    前記表面層にτ相が存在せず、及び／又は、
    前記τ相の接触率Ｃτが０．４以下である、請求項１１に記載の熱間成形製品。
  13. 前記鋼基材の組成が、重量％で、
    Ｃ：０．０１～０．５
    Ｐ：０．１以下
    Ｎｂ：０．３以下
    Ｍｎ：０．４～４．０
    Ｓ：０．０５以下
    Ｖ：０．５以下
    Ｎ：０．００１～０．０３０
    Ｂ：０．０８以下
    Ｃａ：０．０５以下
    Ｓｉ：３．０以下
    Ｏ：０．００８以下
    Ｎｉ：２．０以下
    Ｃｒ：４．０以下
    Ｔｉ：０．３以下
    Ｃｕ：２．０以下
    Ａｌ：３．０以下
    Ｍｏ：１．０以下
    Ｗ：０．５以下
    を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である、請求項１１又は１２に記載の熱間成形製品。
  14. 請求項１～１１のいずれか一項に記載の方法により得られる前記熱間成形製品又は請求項１２若しくは１３に記載の前記熱間成形製品の使用であって、車両の部品としての使用。
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