JP7315129B1 - 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板 - Google Patents
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- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
優れたスポット溶接性とカット部耐食性を兼ね備えた熱間プレス部材を提供する。鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配された被覆層と、前記被覆層上に配された、厚さ１．０μｍ以下の酸化物層と、を備える熱間プレス部材であって、前記被覆層が、質量％で、Ｚｎ：５．０～５５．０％、Ｓｉ：１．１～８．０％、Ｍｇ：２．０～６．０％、Ｓｒ：０．０１～２．０％、およびＦｅ：５５．０％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス部材。
Description
本発明は、熱間プレス部材に関し、特に、塗装後カット部耐食性およびスポット溶接性に優れた熱間プレス部材に関する。また、本発明は、熱間プレス用鋼板に関する。
自動車の軽量化及び衝突安全性の向上を目的とし、自動車用鋼板の高強度化が進んでいる。近年では、引張強度１５００ＭＰａ級の冷延鋼板が開発され、適用が検討されつつある。しかし、鋼板の高強度化に伴い、プレスにおける成形不良やスプリングバックなどが寸法精度の課題となる。
そこで、冷間ではなく熱間で形成を行う、熱間プレス技術の適用が増加している。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト温度域まで加熱した後に、高温のままでプレス成形し、同時に金型との接触により急冷する成形方法である。熱間プレスでは、加熱により成形性が向上した状態でプレス成形が行われ、その後の急冷によって高強度化されるため、強度に優れる熱間プレス部材を、高い寸法精度で製造することができる。
そこで、熱間プレス部材の製造に適した熱間プレス用鋼板として、Ａｌ系めっき層、Ｚｎ系めっき層、およびＡｌ－Ｚｎ系めっき層などの被膜を表面に備える鋼板が提案されている（特許文献１～６）。
上記熱間プレス用鋼板を熱間プレスして得られる熱間プレス部材は、自動車用部材、なかでも強度が要求される骨格用構造部材（内板骨格）を中心に用いられているが、近年では、ドアを開けたときに見えるピラーまわりの部材などの、いわゆる準外板部材としても用いられるようになっている。そのため、熱間プレス部材には、塗装に適していることや、塗装後のカット部耐食性に優れることが求められている。
加えて、熱間プレス部材は、通常、スポット溶接して使用されるため、スポット溶接性に優れることも求められる。
しかし、特許文献１～６で提案されているような従来の技術では、以下に説明するように、上記のすべての要求を満たすことができなかった。
例えば、特許文献１で提案された技術においては、スケール防止および耐食性向上のため、溶融Ａｌめっき鋼板を熱間プレス用鋼板として用いている。しかし、Ａｌめっき鋼板を熱間プレスすると、母材鋼板からＡｌめっき層の表層部までＦｅが拡散してＦｅＡｌ系合金層が形成される。一般的に、熱間プレス部材には、電着塗装を施す前に塗装性確保のために化成処理皮膜が形成されるが、ＦｅＡｌ系合金層は化成処理液と反応しないため、化成処理皮膜を形成することができない。また、ＦｅＡｌ系合金層は犠牲防食性を有さないため、カット部耐食性などの耐食性が不十分である。
一方、特許文献２で提案された技術においては、塗膜密着性および耐食性確保のため、Ｚｎ系めっき鋼板を熱間プレス用鋼板として用いている。しかし、Ｚｎ系めっき鋼板を熱間プレスすると、めっき層の表面に厚い酸化物層が形成されるため、スポット溶接性が不十分となる。加えて、Ｚｎは融点が低いため、Ｚｎを主体とするめっき層を備える鋼板を熱間プレスすると液体金属脆化（ＬＭＥ）割れが生じ、十分な耐疲労特性を得ることができない。
特許文献３では、Ｚｎ系めっき鋼板の表面に、Ｍｎを含有する酸化物層を形成することにより、スポット溶接性を向上させることが提案されている。しかし、特許文献３においても、Ｚｎを主体とするめっき層が用いられているため、ＬＭＥ割れに起因して耐疲労特性が不十分となる。
そこで、化成処理性に問題のあるＡｌめっき鋼板や、ＬＭＥ割れの問題があるＺｎ系めっき鋼板に代えて、Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板を用いることが提案されている。
例えば、特許文献４ではＡｌ－Ｚｎ系めっき鋼板を用いて熱間プレス部材を製造することにより、母材鋼板とめっき層との間の界面に特定組成の界面層を形成することが提案されている。特許文献４によれば、熱間プレス部材に前記界面層を設けることにより、ＬＭＥ割れを防止して耐疲労特性を向上させることができるとされている。しかし、この熱間プレス部材も、依然としてスポット溶接性とカット部耐食性が十分ではなかった。
また、特許文献５、６では、耐食性を向上させるためにＡｌ－Ｚｎ系めっき層にＭｇを添加することが提案されている。しかし、本発明者らの検討によれば、特許文献５、６の技術においても依然としてスポット溶接性およびカット部耐食性が十分とはいえず、さらなる改善が望まれる。
このように、Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板を用いる技術においても、依然として高い水準でスポット溶接性とカット部耐食性とを兼ね備えた熱間プレス部材は実現出来ていないのが実状であった。
本発明は、上記の実状に鑑みてなされたものであり、Ａｌめっき鋼板のような化成処理性の問題や、Ｚｎ系めっき鋼板のようなＬＭＥ割れの問題がない、Ａｌ－Ｚｎ系の被覆層を備える熱間プレス部材において、高い水準でカット部耐食性およびスポット溶接性を両立させることを目的とする。
本発明は上記課題を解決するために検討を行った結果、下記の知見を得た。
（１）Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系めっき層に特定の量のＳｉを添加することにより、加熱時の合金化を抑制し、その結果、熱間プレス部材のスポット溶接性およびカット部耐食性を向上させることができる。
（２）Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系めっき層が微量のＳｒを含む場合、Ｓｒが優先的に酸化されて表面バリアを形成するため、結果的に酸化物層の形成が抑制され、スポット溶接性が向上する。
（３）したがって、ＳｉとＳｒを特定の量で含むＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて得られる熱間プレス部材は、優れたスポット溶接性とカット部耐食性を兼ね備えている。
本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．鋼板と、
前記鋼板の少なくとも一方の面に配された被覆層と、
前記被覆層上に配された、厚さ１．０μｍ以下の酸化物層と、
を備える熱間プレス部材であって、
前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：５．０～５５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．０～６．０％、
Ｓｒ：０．０１～２．０％、および
Ｆｅ：５５．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス部材。
前記鋼板の少なくとも一方の面に配された被覆層と、
前記被覆層上に配された、厚さ１．０μｍ以下の酸化物層と、
を備える熱間プレス部材であって、
前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：５．０～５５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．０～６．０％、
Ｓｒ：０．０１～２．０％、および
Ｆｅ：５５．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス部材。
２．前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：２０．０～５０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～５．０％、
Ｓｒ：０．０５～１．０％、および
Ｆｅ：５０．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、上記１に記載の熱間プレス部材。
Ｚｎ：２０．０～５０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～５．０％、
Ｓｒ：０．０５～１．０％、および
Ｆｅ：５０．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、上記１に記載の熱間プレス部材。
３．前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：２０．０～５０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～４．４％、
Ｓｒ：０．０５～１．０％、および
Ｆｅ：５０．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、上記１に記載の熱間プレス部材。
Ｚｎ：２０．０～５０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～４．４％、
Ｓｒ：０．０５～１．０％、および
Ｆｅ：５０．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、上記１に記載の熱間プレス部材。
４．前記酸化物層の厚さが０．５μｍ以下である、上記１～３のいずれか１つに記載の熱間プレス部材。
５．鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配されためっき層とを備える熱間プレス用鋼板であって、
前記めっき層が、質量％で、
Ｚｎ：１０．０～７５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．２～７．０％、および
Ｓｒ：０．０１～２．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス用鋼板。
前記めっき層が、質量％で、
Ｚｎ：１０．０～７５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．２～７．０％、および
Ｓｒ：０．０１～２．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス用鋼板。
本発明によれば、高い水準でカット部耐食性およびスポット溶接性を兼ね備えた熱間プレス部材を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、以下の説明によって何ら限定されるものではない。また、含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を表す。
（１）熱間プレス部材
本発明の一実施形態における熱間プレス部材は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配された被覆層と、前記被覆層上に配された、厚さ１．０μｍ以下の酸化物層とを備える。以下、各部について説明する。
本発明の一実施形態における熱間プレス部材は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配された被覆層と、前記被覆層上に配された、厚さ１．０μｍ以下の酸化物層とを備える。以下、各部について説明する。
［鋼板］
本発明では、後述するように被覆層の成分組成と酸化物層の厚さを制御することによって上記課題を解決している。したがって、上記鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。
本発明では、後述するように被覆層の成分組成と酸化物層の厚さを制御することによって上記課題を解決している。したがって、上記鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。
なお、本発明の熱間プレス部材は、後述するように熱間プレス用鋼板を熱間プレスすることにより製造される。したがって、前記鋼板は、熱間プレスにより成形された鋼板ということもできる。前記鋼板は、冷延鋼板および熱延鋼板のいずれであってもよい。
自動車用部材等として使用する観点からは、熱間プレス部材の強度が高いことが好ましい。特に、１４７０ＭＰａ級を超えるような熱間プレス部材を得るためには、下記の成分組成を有する鋼材を用いることが好ましい。
Ｃ ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．１～０．５％、
Ｍｎ：１．０～３．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１％以下、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成。
Ｓｉ：０．１～０．５％、
Ｍｎ：１．０～３．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１％以下、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成。
以下、上記好ましい成分組成における各元素の作用効果と好適な含有量について説明する。
Ｃ：０．２０～０．３５％
Ｃは、マルテンサイトなどの組織を形成させることで強度を向上させる作用を有する元素である。１４７０ＭＰａ級を超える強度を得るという観点からは、Ｃ含有量を０．２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、スポット溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。
Ｃは、マルテンサイトなどの組織を形成させることで強度を向上させる作用を有する元素である。１４７０ＭＰａ級を超える強度を得るという観点からは、Ｃ含有量を０．２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、スポット溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ:０．１～０．５％
Ｓｉは、鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えるとフェライトが安定化されるため、焼き入れ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えるとフェライトが安定化されるため、焼き入れ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．０～３．０％
Ｍｎは、鋼の高強度化に有効な元素である。優れた機械特性や強度を確保するという観点からは、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると焼鈍時に鋼板表面に濃化するＭｎ量が増加し、その結果、めっき密着性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の高強度化に有効な元素である。優れた機械特性や強度を確保するという観点からは、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると焼鈍時に鋼板表面に濃化するＭｎ量が増加し、その結果、めっき密着性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐ含有量が０．０２％より高いと、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化により、局部延性が劣化する。そしてその結果、鋼板の強度と延性のバランスが低下する。そのため、鋼板の強度と延性のバランスを向上させるという観点からは、Ｐ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。一方、前記観点からは、Ｐ含有量が低ければ低いほどよいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、精錬コストの観点からは、Ｐ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｐ含有量が０．０２％より高いと、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化により、局部延性が劣化する。そしてその結果、鋼板の強度と延性のバランスが低下する。そのため、鋼板の強度と延性のバランスを向上させるという観点からは、Ｐ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。一方、前記観点からは、Ｐ含有量が低ければ低いほどよいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、精錬コストの観点からは、Ｐ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となる。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが望ましく、具体的には０．０１％以下とすることが好ましい。また、良好な伸びフランジ性を確保するという観点からは、０．００５％以下とすることがより好ましい。一方、前記観点からは、Ｓ含有量が低ければ低いほどよいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、精錬コストの観点からは、Ｓ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となる。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが望ましく、具体的には０．０１％以下とすることが好ましい。また、良好な伸びフランジ性を確保するという観点からは、０．００５％以下とすることがより好ましい。一方、前記観点からは、Ｓ含有量が低ければ低いほどよいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、精錬コストの観点からは、Ｓ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸剤としての効果を高めるという観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸剤としての効果を高めるという観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎ含有量が０．０１％を超えると、熱間プレス前の加熱時にＡｌＮが生成し、焼入れ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストの観点からは、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎ含有量が０．０１％を超えると、熱間プレス前の加熱時にＡｌＮが生成し、焼入れ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストの観点からは、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
また、上記成分組成は、さらに任意に、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ ：０．０００２～０．００５０％、
Ｃｒ：０．１～０．３％、および
Ｓｂ：０．００３～０．０３％
からなる群より選択される少なくとも１つを含有することができる。
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ ：０．０００２～０．００５０％、
Ｃｒ：０．１～０．３％、および
Ｓｂ：０．００３～０．０３％
からなる群より選択される少なくとも１つを含有することができる。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると形状凍結性が低下する。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、強度向上効果の観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると形状凍結性が低下する。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、強度向上効果の観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると形状凍結性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、強度向上効果の観点からは、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると形状凍結性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、強度向上効果の観点からは、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００２～０．００５０％
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有する。Ｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｂの過剰な添加は成形性を低下させる。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有する。Ｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｂの過剰な添加は成形性を低下させる。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．１～０．３％
Ｃｒは、鋼の強化および焼き入れ性を向上させるために有用な元素である。Ｃｒを添加する場合、前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒは高価な元素であるため、過剰なＣｒの添加は大幅なコストアップを招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．３％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒは、鋼の強化および焼き入れ性を向上させるために有用な元素である。Ｃｒを添加する場合、前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒは高価な元素であるため、過剰なＣｒの添加は大幅なコストアップを招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．３％以下とすることがより好ましい。
Ｓｂ：０．００３～０．０３％
Ｓｂは、熱間プレスの際に、鋼板表層の脱炭を抑止する作用を有する元素である。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．０３％を超えると圧延荷重が増加するため、生産性が低下する。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０３％以下とすることが好ましい。
Ｓｂは、熱間プレスの際に、鋼板表層の脱炭を抑止する作用を有する元素である。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．０３％を超えると圧延荷重が増加するため、生産性が低下する。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０３％以下とすることが好ましい。
［被覆層］
本発明の熱間プレス部材は、上記鋼板の少なくとも一方の面に被覆層を備えている。前記被覆層は、鋼板の一方の面のみに設けられていてもよいが、両面に設けられていることが好ましい。
本発明の熱間プレス部材は、上記鋼板の少なくとも一方の面に被覆層を備えている。前記被覆層は、鋼板の一方の面のみに設けられていてもよいが、両面に設けられていることが好ましい。
前記被覆層は、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｓｒ、およびＦｅを特定の量で含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する。以下、各成分について説明する。
Ｚｎ：５．０～５５．０％
被覆層のＺｎ含有量が５．０％未満であると所望のカット部耐食性を得ることができない。そのため、Ｚｎ含有量は５．０％以上、好ましくは１０．０％以上とする。Ｚｎ含有量が２０．０％以上である場合、固溶状態のＺｎに加えて金属Ｚｎが被覆層中に存在するため、カット部耐食性がさらに向上する。そのため、Ｚｎ含有量は２０．０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｚｎ含有量が５５．０％を超えるとＺｎ酸化物の生成量が増加する結果、所望のスポット溶接性を得ることができなくなる。そのため、Ｚｎ含有量は５５．０％以下、好ましくは５０．０％以下とする。
被覆層のＺｎ含有量が５．０％未満であると所望のカット部耐食性を得ることができない。そのため、Ｚｎ含有量は５．０％以上、好ましくは１０．０％以上とする。Ｚｎ含有量が２０．０％以上である場合、固溶状態のＺｎに加えて金属Ｚｎが被覆層中に存在するため、カット部耐食性がさらに向上する。そのため、Ｚｎ含有量は２０．０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｚｎ含有量が５５．０％を超えるとＺｎ酸化物の生成量が増加する結果、所望のスポット溶接性を得ることができなくなる。そのため、Ｚｎ含有量は５５．０％以下、好ましくは５０．０％以下とする。
Ｓｉ：１．１～８．０％
Ｓｉは、めっき工程および熱間プレス前の加熱工程において、めっき層の合金化を抑制する作用を有する元素である。合金化が過度に進行すると所望のスポット溶接性を得ることができない。そのため、最終的に得られる被覆層におけるＳｉ含有量は、１．１％以上、好ましくは１．３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、Ｓｉ系酸化物の生成量が増加する結果、化成処理性が損なわれることに加え、耐食性も劣位となる。そのため、Ｓｉ含有量は８．０％以下、好ましくは４．０％以下とする。
Ｓｉは、めっき工程および熱間プレス前の加熱工程において、めっき層の合金化を抑制する作用を有する元素である。合金化が過度に進行すると所望のスポット溶接性を得ることができない。そのため、最終的に得られる被覆層におけるＳｉ含有量は、１．１％以上、好ましくは１．３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、Ｓｉ系酸化物の生成量が増加する結果、化成処理性が損なわれることに加え、耐食性も劣位となる。そのため、Ｓｉ含有量は８．０％以下、好ましくは４．０％以下とする。
Ｍｇ：２．０～６．０％
被覆層のＭｇ含有量が２．０％未満であると、所望のカット部耐食性を得ることができない。そのため、Ｍｇ含有量は２．０％以上とする。Ｍｇ含有量が３．０％以上である場合、被覆層中にＭｇとＺｎの化合物であるＭｇＺｎ２が存在するため、耐食性がさらに向上する。そのため、Ｍｇ含有量は３．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が過剰であると、Ｍｇ酸化物の生成量が増加する結果、溶接性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量は６．０％以下、好ましくは５．０％以下、より好ましくは４．４％以下とする。
被覆層のＭｇ含有量が２．０％未満であると、所望のカット部耐食性を得ることができない。そのため、Ｍｇ含有量は２．０％以上とする。Ｍｇ含有量が３．０％以上である場合、被覆層中にＭｇとＺｎの化合物であるＭｇＺｎ２が存在するため、耐食性がさらに向上する。そのため、Ｍｇ含有量は３．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が過剰であると、Ｍｇ酸化物の生成量が増加する結果、溶接性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量は６．０％以下、好ましくは５．０％以下、より好ましくは４．４％以下とする。
Ｓｒ：０．０１～２．０％
Ｓｒは、酸化物層の形成を抑制することにより溶接性を改善する効果を有する元素である。すなわち、Ｓｒが優先的に酸化されて表面バリアを形成するため、結果的に酸化物層の形成が抑制される。しかし、Ｓｒ含有量が０．０１％未満であると、所望の効果を得ることができない。そのため、Ｓｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｒ含有量が０．０５％以上であれば、耐食性向上に寄与するＺｎやＭｇをより多く含有した場合でも酸化物層の形成が抑制される。そのため、Ｓｒ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｒ含有量が過剰であると、Ｓｒ酸化物自体の生成が過剰となる結果、スポット溶接性が劣化する。そのため、Ｓｒ含有量は２．０％以下、好ましくは１．０％以下とする。
Ｓｒは、酸化物層の形成を抑制することにより溶接性を改善する効果を有する元素である。すなわち、Ｓｒが優先的に酸化されて表面バリアを形成するため、結果的に酸化物層の形成が抑制される。しかし、Ｓｒ含有量が０．０１％未満であると、所望の効果を得ることができない。そのため、Ｓｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｒ含有量が０．０５％以上であれば、耐食性向上に寄与するＺｎやＭｇをより多く含有した場合でも酸化物層の形成が抑制される。そのため、Ｓｒ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｒ含有量が過剰であると、Ｓｒ酸化物自体の生成が過剰となる結果、スポット溶接性が劣化する。そのため、Ｓｒ含有量は２．０％以下、好ましくは１．０％以下とする。
Ｆｅ：５５．０％以下
熱間プレス前の加熱により鋼板からめっき層へＦｅが拡散するため、熱間プレス部材の被覆層にはＦｅが不可避的に含有される。しかし、Ｆｅ含有量が増加すると被覆層におけるＺｎの固溶限が減少するため、Ｚｎが被覆層の表層に濃化する。そしてその結果、Ｚｎ酸化物の形成が過剰となり、溶接性が劣化する。そのため、Ｆｅ含有量は５５．０％以下、好ましくは５０．０％以下とする。一方、Ｆｅ含有量の下限は特に限定されないが、一般的な条件で製造する場合、Ｆｅ含有量は２０．０％以上であってよい。
熱間プレス前の加熱により鋼板からめっき層へＦｅが拡散するため、熱間プレス部材の被覆層にはＦｅが不可避的に含有される。しかし、Ｆｅ含有量が増加すると被覆層におけるＺｎの固溶限が減少するため、Ｚｎが被覆層の表層に濃化する。そしてその結果、Ｚｎ酸化物の形成が過剰となり、溶接性が劣化する。そのため、Ｆｅ含有量は５５．０％以下、好ましくは５０．０％以下とする。一方、Ｆｅ含有量の下限は特に限定されないが、一般的な条件で製造する場合、Ｆｅ含有量は２０．０％以上であってよい。
被覆層の成分組成は、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）－ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により測定することができる。
なお、上記被覆層に含まれる各元素の存在形態は特に限定されず、例えば、金属や化合物など、任意の形態で存在していてよい。例えば、ＺｎおよびＭｇは、ＦｅＡｌ系合金中へ固溶していてもよく、また、単体金属や化合物として存在していてもよい。これらのＺｎおよびＭｇの存在により、高い耐食性を得ることができる。
上記被覆層の付着量は特に限定されないが、耐食性の観点からは、鋼板片面あたり６０ｇ/ｍ２以上が好ましく、また、製造コストの観点からは、鋼板片面あたり４００ｇ/ｍ２以下が好ましい。被覆層の付着量は、酸溶液を用いて熱間プレス部材の表面から被覆層を溶解、除去し、除去前の熱間プレス部材の重量から除去後の重量を差し引くことにより求めることができる。前記酸溶液には、母材鋼板の溶解を抑制するインヒビターを添加する。
［酸化物層］
熱間プレス用鋼板に熱間プレスを施すと、地鉄中のＦｅがめっき層へ拡散して上記被覆層が形成されると同時に、めっき層中の成分が加熱雰囲気中に存在する酸素と結合して該被覆層の表面に酸化物層が形成される。
熱間プレス用鋼板に熱間プレスを施すと、地鉄中のＦｅがめっき層へ拡散して上記被覆層が形成されると同時に、めっき層中の成分が加熱雰囲気中に存在する酸素と結合して該被覆層の表面に酸化物層が形成される。
厚さ：１．０μｍ以下
前記酸化物層は絶縁性であるため、スポット溶接性を低下させる。しかし、酸化物層の厚みが薄い場合、スポット溶接時の電極の加圧力により該酸化物層を破壊し、溶接性を担保することが出来る。したがって、本発明ではスポット溶接性を確保するために酸化物層の厚さを１．０μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下とする。一方、酸化物層の厚さの下限は特に限定されず、０μｍであってもよい。言い換えると、本発明の熱間プレス部材は、厚さ０～１．０μｍの酸化物層を備える。前記酸化物層の厚さは、０．１μｍ以上であってもよい。
前記酸化物層は絶縁性であるため、スポット溶接性を低下させる。しかし、酸化物層の厚みが薄い場合、スポット溶接時の電極の加圧力により該酸化物層を破壊し、溶接性を担保することが出来る。したがって、本発明ではスポット溶接性を確保するために酸化物層の厚さを１．０μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下とする。一方、酸化物層の厚さの下限は特に限定されず、０μｍであってもよい。言い換えると、本発明の熱間プレス部材は、厚さ０～１．０μｍの酸化物層を備える。前記酸化物層の厚さは、０．１μｍ以上であってもよい。
前記酸化物層の厚さは、熱間プレス部材の断面をＳＥＭ観察することにより測定することができる。
（２）熱間プレス用鋼板
本発明の一実施形態における熱間プレス用鋼板は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配されためっき層とを備える。
本発明の一実施形態における熱間プレス用鋼板は、鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配されためっき層とを備える。
［鋼板］
前記鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。前記鋼板は、冷延鋼板および熱延鋼板のいずれであってもよい。前記鋼板の組成についても特に限定されないが、上記熱間プレス部材の説明において挙げた成分組成を有する鋼板を用いることが好ましい。
前記鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。前記鋼板は、冷延鋼板および熱延鋼板のいずれであってもよい。前記鋼板の組成についても特に限定されないが、上記熱間プレス部材の説明において挙げた成分組成を有する鋼板を用いることが好ましい。
［めっき層］
本発明の熱間プレス用鋼板は、上記鋼板の少なくとも一方の面にめっき層を備えている。前記めっき層は、鋼板の一方の面のみに設けられていてもよいが、両面に設けられていることが好ましい。
本発明の熱間プレス用鋼板は、上記鋼板の少なくとも一方の面にめっき層を備えている。前記めっき層は、鋼板の一方の面のみに設けられていてもよいが、両面に設けられていることが好ましい。
熱間プレス後の被覆層の組成が上述した条件を満たすためには、熱間プレス用鋼板のめっき層が、下記の成分組成を有している必要がある。
Ｚｎ：１０．０～７５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．２～７．０％、および
Ｓｒ：０．０１～２．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成。
Ｚｎ：１０．０～７５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．２～７．０％、および
Ｓｒ：０．０１～２．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成。
前記めっき層は、
Ｚｎ：２５．０～７０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～６．５％、および
Ｓｒ：０．０５～１．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有することが好ましい。
Ｚｎ：２５．０～７０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～６．５％、および
Ｓｒ：０．０５～１．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有することが好ましい。
前記めっき層は、
Ｚｎ：２５．０～７０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～３．９％、および
Ｓｒ：０．０５～１．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有することがより好ましい。
Ｚｎ：２５．０～７０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～３．９％、および
Ｓｒ：０．０５～１．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有することがより好ましい。
めっき層の成分組成は、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）－ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により測定することができる。
前記めっき層は特に限定されることなく任意の方法で形成することができるが、溶融めっき法で形成することが好ましい。言い換えると、前記めっき層は溶融めっき層であることが好ましい。
前記めっき層の付着量は特に限定されないが、耐食性の観点からは、鋼板片面あたり３０ｇ/ｍ２以上とすることが好ましく、また、製造コストの観点からは、鋼板片面あたり２００ｇ/ｍ２以下とすることが好ましい。めっき層の付着量は、酸溶液を用いて熱間プレス用鋼板の表面からめっき層を溶解、除去し、除去前の熱間プレス用鋼板の重量から除去後の重量を差し引くことにより求めることができる。前記酸溶液には、母材鋼板の溶解を抑制するインヒビターを添加する。
（３）熱間プレス部材の製造方法
次に、本発明の熱間プレス部材の好適な製造方法について説明する。
次に、本発明の熱間プレス部材の好適な製造方法について説明する。
本発明の熱間プレス部材は、上記条件を満たす熱間プレス用鋼板を熱間プレスすることにより製造することができる。
熱間プレスを行う方法は特に限定されず、常法に従って行うことができる。典型的には、熱間プレス用鋼板を所定の加熱温度まで加熱し（加熱工程）、次いで、前記加熱工程で加熱された前記熱間プレス用鋼板を熱間プレスする（熱間プレス工程）。以下、好ましい熱間プレス条件について説明する。
［加熱］
前記加熱工程では、熱間プレス用鋼板をＡｃ３変態点以上９８０℃以下の加熱温度に加熱する。加熱温度をＡｃ３変態点以上とすることにより、鋼板の組織をオーステナイト化することができる。オーステナイトは、その後の熱間プレス時の急冷によりマルテンサイト相などの硬質相となり、その結果、熱間プレス部材を高強度化することができる。加熱温度がＡｃ３変態点より低いと、加熱された鋼板におけるオーステナイト分率が低下するため、熱間プレス後にマルテンサイトの体積率が不十分となり、十分な引張強度を確保することができない。一方、加熱温度が９８０℃より高いと、厚い酸化物層が形成されるため、本発明の条件を満たす熱間プレス部材が得られない。また、加熱温度が９８０℃より高いと、結晶粒径が過度に粗大となるため、曲げ圧潰性が低下する。
前記加熱工程では、熱間プレス用鋼板をＡｃ３変態点以上９８０℃以下の加熱温度に加熱する。加熱温度をＡｃ３変態点以上とすることにより、鋼板の組織をオーステナイト化することができる。オーステナイトは、その後の熱間プレス時の急冷によりマルテンサイト相などの硬質相となり、その結果、熱間プレス部材を高強度化することができる。加熱温度がＡｃ３変態点より低いと、加熱された鋼板におけるオーステナイト分率が低下するため、熱間プレス後にマルテンサイトの体積率が不十分となり、十分な引張強度を確保することができない。一方、加熱温度が９８０℃より高いと、厚い酸化物層が形成されるため、本発明の条件を満たす熱間プレス部材が得られない。また、加熱温度が９８０℃より高いと、結晶粒径が過度に粗大となるため、曲げ圧潰性が低下する。
なお、Ａｃ３変態点は、下記（１）式により求めることができる。
Ａｃ３変態点（℃）＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－２０Ｎｉ－１Ｃｒ－２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ…（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有されていない元素の含有量は０として計算する。例えば、Ｎｉ、Ｃｕ、およびＭｏが含まれていない場合には、下記（２）式を用いればよい。
Ａｃ３変態点（℃）＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－１Ｃｒ…（２）
ただし、（２）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有されていない元素の含有量は０として計算する。
Ａｃ３変態点（℃）＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－２０Ｎｉ－１Ｃｒ－２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ…（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有されていない元素の含有量は０として計算する。例えば、Ｎｉ、Ｃｕ、およびＭｏが含まれていない場合には、下記（２）式を用いればよい。
Ａｃ３変態点（℃）＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－１Ｃｒ…（２）
ただし、（２）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有されていない元素の含有量は０として計算する。
上記加熱工程では、前記加熱温度まで加熱した後、当該加熱温度に保持してもよい。前記加熱温度に保持する保持時間はとくに限定されないが、前記保持時間が５分より長いと、めっき層の合金化が過剰に進んで被覆層のＦｅ含有量が過剰となることに加え、酸化物層の厚さも過剰となり、本発明の条件を満たす熱間プレス部材が得られない。そのため、前記保持時間は５分以下であることが好ましい。一方、前記保持は任意の工程であるため、保持時間は０秒であってもよい。しかし、母材鋼板を均質にオーステナイト化させるという観点からは、保持時間を１０秒以上とすることが好ましい。
加熱工程において熱間プレス用鋼板を加熱する方法は特に限定されず、任意の方法を用いることができる。前記加熱は、例えば、加熱炉による加熱、通電加熱、誘導加熱、高周波加熱、火炎加熱などにより行うことができる。前記加熱炉としては、電気炉やガス炉など、任意の加熱炉を用いることができる。
［熱間プレス］
上記加熱の後、熱間プレス用鋼板を熱間プレスして熱間プレス部材とする。前記熱間プレスにおいては、加工と同時または直後に金型や水などの冷媒を用いて冷却が行われる。本発明においては、熱間プレス条件は特に限定されない。例えば、一般的な熱間プレス温度範囲である６００～８００℃でプレスを行うことが出来る。
上記加熱の後、熱間プレス用鋼板を熱間プレスして熱間プレス部材とする。前記熱間プレスにおいては、加工と同時または直後に金型や水などの冷媒を用いて冷却が行われる。本発明においては、熱間プレス条件は特に限定されない。例えば、一般的な熱間プレス温度範囲である６００～８００℃でプレスを行うことが出来る。
本発明の効果を確認するために、熱間プレス用鋼板と、該熱間プレス用鋼板を用いた熱間プレス部材を作製し、その特性を評価した。
・熱間プレス用鋼板
以下の手順で鋼板の表面にめっき層を形成して熱間プレス用鋼板とした。具体的には、板厚１．４ｍｍの鋼板の両面に、連続式溶融めっき設備によってめっき層を形成した。前記鋼板としては、Ｃ：０．２４％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００５％、Ｃｒ：０．１６％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：０．００２％、およびＳｂ：０．００８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板を使用した。前記冷延鋼板のＡｃ３変態点は８２５℃である。また、めっき浴の温度は６００℃、めっき層の付着量は、鋼板の片面当たり１００ｇ／ｍ２、すなわち両面の合計で２００ｇ／ｍ２とした。
以下の手順で鋼板の表面にめっき層を形成して熱間プレス用鋼板とした。具体的には、板厚１．４ｍｍの鋼板の両面に、連続式溶融めっき設備によってめっき層を形成した。前記鋼板としては、Ｃ：０．２４％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００５％、Ｃｒ：０．１６％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：０．００２％、およびＳｂ：０．００８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板を使用した。前記冷延鋼板のＡｃ３変態点は８２５℃である。また、めっき浴の温度は６００℃、めっき層の付着量は、鋼板の片面当たり１００ｇ／ｍ２、すなわち両面の合計で２００ｇ／ｍ２とした。
（めっき層の成分組成）
得られためっき層の成分組成を、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）－ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）によるエリア分析により測定した。前記ＳＥＭ－ＥＤＸ分析においては、日本電子製のＳＥＭ（ＪＳＭ－７２００Ｆ）およびＴｈｅｒｍｏ Ｆｉｓｈｅｒ製のＥＤＸ検出器（ＵｌｔｒａＤｒｙ）を用い、加速電圧１５．０ｋＶで分析を行った。得られた結果を表１、２に示す。
得られためっき層の成分組成を、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）－ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）によるエリア分析により測定した。前記ＳＥＭ－ＥＤＸ分析においては、日本電子製のＳＥＭ（ＪＳＭ－７２００Ｆ）およびＴｈｅｒｍｏ Ｆｉｓｈｅｒ製のＥＤＸ検出器（ＵｌｔｒａＤｒｙ）を用い、加速電圧１５．０ｋＶで分析を行った。得られた結果を表１、２に示す。
・熱間プレス部材
次に、得られた熱間プレス用鋼板のそれぞれに熱間プレスを施して、熱間プレス部材とした。具体的には、まず、上記熱間プレス用鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍサイズに切断し、電気炉で加熱した。前記加熱における加熱温度および該加熱温度での保持時間は表３、４に記載したとおりとした。次いで、加熱された熱間プレス用鋼板を電気炉から取り出し、平板金型を用いて熱間プレスした。成形開始温度は７００℃とした。
次に、得られた熱間プレス用鋼板のそれぞれに熱間プレスを施して、熱間プレス部材とした。具体的には、まず、上記熱間プレス用鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍサイズに切断し、電気炉で加熱した。前記加熱における加熱温度および該加熱温度での保持時間は表３、４に記載したとおりとした。次いで、加熱された熱間プレス用鋼板を電気炉から取り出し、平板金型を用いて熱間プレスした。成形開始温度は７００℃とした。
次いで、得られた熱間プレス部材のそれぞれについて、以下の手順で被覆層の成分組成および酸化物層の厚さを測定した。測定結果を表３、４に示す。
（被覆層の成分組成）
ＳＥＭ－ＥＤＸによるエリア分析を行うことで、被覆層の成分組成を測定した。前記ＳＥＭ－ＥＤＸ分析においては、日本電子製のＳＥＭ（ＪＳＭ－７２００Ｆ）およびＴｈｅｒｍｏ Ｆｉｓｈｅｒ製のＥＤＸ検出器（ＵｌｔｒａＤｒｙ）を用い、加速電圧１５．０ｋＶで分析を行った。
ＳＥＭ－ＥＤＸによるエリア分析を行うことで、被覆層の成分組成を測定した。前記ＳＥＭ－ＥＤＸ分析においては、日本電子製のＳＥＭ（ＪＳＭ－７２００Ｆ）およびＴｈｅｒｍｏ Ｆｉｓｈｅｒ製のＥＤＸ検出器（ＵｌｔｒａＤｒｙ）を用い、加速電圧１５．０ｋＶで分析を行った。
（酸化物層の厚さ）
熱間プレス部材の上面の平坦部から断面観察用の試験片を採取し、断面観察を行うことにより酸化物層の厚さを測定した。具体的には、ＳＥＭを用いて熱間プレス部材表面の断面を倍率５００倍で観察し、任意の２０か所の酸化物層の厚さを測定し、その平均値を酸化物層の厚さとした。
熱間プレス部材の上面の平坦部から断面観察用の試験片を採取し、断面観察を行うことにより酸化物層の厚さを測定した。具体的には、ＳＥＭを用いて熱間プレス部材表面の断面を倍率５００倍で観察し、任意の２０か所の酸化物層の厚さを測定し、その平均値を酸化物層の厚さとした。
次に、得られた熱間プレス部材のそれぞれについて、以下の手順でスポット溶接性およびカット部耐食性を評価した。測定結果を表３、４に示す。
（スポット溶接性）
得られた熱間プレス部材から採取した試験片を２枚重ね合わせた状態で抵抗スポット溶接を行った。前記抵抗スポット溶接には、先端曲面部の直径６ｍｍ、曲面部曲率半径（先端Ｒ）４０ｍｍのＤＲ型電極（クロム銅）を備えた、交流スポット溶接機を使用した。試験片の形状は３０×５０ｍｍの短冊状、加圧力は３．５ｋＮとした。電流値を４ｋＡから、ちりが発生する電流値まで変化させて抵抗スポット溶接を行い、ナゲット径が４ｔ１／２ｍｍ（ｔ＝板厚）となる電流値からちりが発生した電流値までの範囲を適正電流範囲とした。適正電流範囲が広いほどスポット溶接性が優れていることを意味する。ここでは、前記適正電流範囲が１．０ｋＡ以上であれば、優れたスポット溶接性を有していると判断した。
得られた熱間プレス部材から採取した試験片を２枚重ね合わせた状態で抵抗スポット溶接を行った。前記抵抗スポット溶接には、先端曲面部の直径６ｍｍ、曲面部曲率半径（先端Ｒ）４０ｍｍのＤＲ型電極（クロム銅）を備えた、交流スポット溶接機を使用した。試験片の形状は３０×５０ｍｍの短冊状、加圧力は３．５ｋＮとした。電流値を４ｋＡから、ちりが発生する電流値まで変化させて抵抗スポット溶接を行い、ナゲット径が４ｔ１／２ｍｍ（ｔ＝板厚）となる電流値からちりが発生した電流値までの範囲を適正電流範囲とした。適正電流範囲が広いほどスポット溶接性が優れていることを意味する。ここでは、前記適正電流範囲が１．０ｋＡ以上であれば、優れたスポット溶接性を有していると判断した。
（カット部耐食性）
熱間プレス部材から採取した試験片にリン酸系化成処理および電着塗装を施して、耐食性評価用試験片を作製した
。前記耐食性評価用試験片の中央に、長さ８０ｍｍずつ合計１６０ｍｍのクロスカット傷（角度６０°）を設けた後、腐食試験（ＳＡＥ－Ｊ２３３４）に供した。３０サイクル後の赤錆の発生状況に基づいて、下記の基準でカット部耐食性を評価した。
評点４：カット部における赤錆発生なし
評点３：赤錆発生しているカット傷部の長さが４ｍｍ未満
評点２：赤錆発生しているカット傷部の長さが４ｍｍ以上８ｍｍ未満
評点１：赤錆発生しているカット傷部の長さが８ｍｍ以上
なお、ここでは評点３以上であれば、十分なカット部耐食性を有していると判断した。
熱間プレス部材から採取した試験片にリン酸系化成処理および電着塗装を施して、耐食性評価用試験片を作製した
。前記耐食性評価用試験片の中央に、長さ８０ｍｍずつ合計１６０ｍｍのクロスカット傷（角度６０°）を設けた後、腐食試験（ＳＡＥ－Ｊ２３３４）に供した。３０サイクル後の赤錆の発生状況に基づいて、下記の基準でカット部耐食性を評価した。
評点４：カット部における赤錆発生なし
評点３：赤錆発生しているカット傷部の長さが４ｍｍ未満
評点２：赤錆発生しているカット傷部の長さが４ｍｍ以上８ｍｍ未満
評点１：赤錆発生しているカット傷部の長さが８ｍｍ以上
なお、ここでは評点３以上であれば、十分なカット部耐食性を有していると判断した。
表３、４に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす熱間プレス部材は、優れたスポット溶接性とカット部耐食性を兼ね備えていた。
Claims (5)
- 鋼板と、
前記鋼板の少なくとも一方の面に配された被覆層と、
前記被覆層上に配された、厚さ１．０μｍ以下の酸化物層と、
を備える熱間プレス部材であって、
前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：５．０～５５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．０～６．０％、
Ｓｒ：０．０１～２．０％、および
Ｆｅ：５５．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス部材。 - 前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：２０．０～５０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～５．０％、
Ｓｒ：０．０５～１．０％、および
Ｆｅ：５０．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、請求項１に記載の熱間プレス部材。 - 前記被覆層が、質量％で、
Ｚｎ：２０．０～５０．０％、
Ｓｉ：１．３～４．０％、
Ｍｇ：３．０～４．４％、
Ｓｒ：０．０５～１．０％、および
Ｆｅ：５０．０％以下を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、請求項１に記載の熱間プレス部材。 - 前記酸化物層の厚さが０．５μｍ以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の熱間プレス部材。
- 鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配されためっき層とを備える熱間プレス用鋼板であって、
前記めっき層が、質量％で、
Ｚｎ：１０．０～７５．０％、
Ｓｉ：１．１～８．０％、
Ｍｇ：２．２～７．０％、および
Ｓｒ：０．０１～２．０％を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる成分組成を有する、熱間プレス用鋼板。
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-
2023
- 2023-02-01 JP JP2023530326A patent/JP7315129B1/ja active Active
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