JPWO2020111230A1

JPWO2020111230A1 - アルミめっき鋼板、ホットスタンプ部材及びホットスタンプ部材の製造方法

Info

Publication number: JPWO2020111230A1
Application number: JP2020527969A
Authority: JP
Inventors: 優貴鈴木; 宗士藤田; 布田　雅裕; 雅裕布田; 秀昭入川; 今井　武; 武今井; 史雄永原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-11-30
Filing date: 2019-11-29
Publication date: 2021-02-15
Anticipated expiration: 2039-11-29
Also published as: KR102518795B1; EP3889310A4; KR20210080521A; US20220025498A1; CN113166908A; MX2021006058A; EP3889310A1; WO2020111230A1; JP6813133B2; CN113166908B

Abstract

このアルミめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とを有し、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなり、前記めっき層の厚みｔが１０〜６０μｍであり、前記めっき層の最表面から前記厚みｔの２／３倍の位置までの厚さ範囲において、平均結晶粒径が、２ｔ／３以下、かつ１５μｍ以下である。

Description

本発明は、アルミめっき鋼板、ホットスタンプ部材及びホットスタンプ部材の製造方法に関する。
本願は、２０１８年１１月３０日に、日本に出願された特願２０１８−２２５４２１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、環境保護及び地球温暖化の防止のために、化学燃料の消費を抑制する要請が高まっており、この要請は、様々な製造業に対して影響を与えている。例えば、移動手段として日々の生活や活動に欠かせない自動車についても例外ではなく、車体の軽量化などによる燃費の向上等が求められている。しかしながら、自動車では単に車体の軽量化を実現することは安全性の低下につながる可能性があるので、製品品質上許されない。そのため、車体の軽量化を行う場合には、適切な安全性を確保する必要がある。

自動車の構造の多くは、鉄、特に鋼板により形成されており、鋼板の重量を低減することが、車体の軽量化にとって重要である。また、このような鋼板に対する要請は、自動車製造業のみならず、様々な製造業でも同様になされている。このような要請に対し、単に鋼板の重量を低減するのであれば、鋼板の板厚を薄くすることが考えられる。しかしながら、鋼板の板厚を薄くすることは、構造物の強度の低下につながる。そのため、近年、鋼板の機械的強度を高めることにより、それ以前に使用されていた鋼板より薄くしても鋼板によって構成される構造物の機械的強度を維持又は高めることが可能な鋼板について、研究開発が行われている。

一般的に、高い機械的強度を有する材料は、曲げ加工等の成形加工において、形状凍結性が低下する傾向にある。そのため、複雑な形状に加工する場合、加工そのものが困難となる。この成形性についての問題を解決する手段の一つとして、いわゆる「ホットスタンプ法（熱間プレス法、ホットプレス法、高温プレス法、ダイクエンチ法ともいう場合がある）」が挙げられる。このホットスタンプ法では、成形対象である材料を高温に加熱して、加熱により軟化した鋼板に対してプレス加工を行って成形し、成形後（または成形とほぼ同時に）に冷却する。このホットスタンプ法によれば、材料を一旦高温に加熱して軟化させるので、その材料を容易にプレス加工することができる。更に、成形後の冷却による焼入れ効果により、材料の機械的強度を高めることができる。従って、このホットスタンプ法により、良好な形状凍結性と高い機械的強度とを有した成形品が得られる。

しかしながら、このホットスタンプ法を鋼板に適用した場合、耐食性を必要とする部材等では、加工後に部材表面へ防錆処理や金属被覆をする必要がある。そのため、部材への表面清浄化工程、表面処理工程などが必要となり、生産性が低下する。

このような課題に対し、特許文献１には、鋼の表面にＡｌを主体とし、ＭｇとＳｉとを含有するＡｌ系金属被覆を有するホットプレス用アルミ系めっき鋼板が記載されている。
特許文献２には、ホットスタンプ用鋼板の表面の組成が規定されており、鋼の表面のＡｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量が０．０１〜１ｇ／ｍ^２であることが記載されている。
特許文献３には、鋼板の表面に、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層を有し、更にその表面に酸化膜を有し、鋼板とＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層との間にＡｌを有するｂｃｃ層がある自動車部材が記載され、ホットスタンプ後のＡｌ−Ｆｅ合金層表面の酸化膜厚みが記載されている。この特許文献３では、酸化膜が所定の厚みとなるようアルミめっき鋼板を加熱することにより、表層までＡｌ−Ｆｅ合金層を形成させ、かつ、電着塗装後の塗膜欠陥や密着性低下を抑制して、塗装後耐食性を確保することが記載されている。

しかしながら、特許文献１に記載のホットプレス用アルミ系めっき鋼板では、ホットスタンプ後の塗装後耐食性が十分ではない。また、特許文献１には最表面の組成や構造に関して規定されておらず、最表面の組成や構造と塗装後耐食性との関係が明らかになっていない。
特許文献２では、Ａｌ−Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量を所定の範囲とすることで、ある程度の塗装後耐食性に改善がみられるが、更なる改善の余地がある。
また、特許文献３に記載のように、Ａｌ−Ｆｅ合金層の構造や厚みを制御したとしても塗装後耐食性が十分ではない。この原因は、酸化膜と化成処理剤との反応性低下による化成処理剤付着量の減少などによる可能性がある。

日本国特開２００３−０３４８４５号公報日本国特開２０１１−１３７２１０号公報日本国特開２００９−２９３０７８号公報

上述のように、従来の技術では、ホットスタンプ部材の塗装後耐食性を十分に確保できないという課題があった。
本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、特にホットスタンプ後において、塗装後耐食性に対する影響の大きな塗料密着性に優れ、塗装後耐食性にも優れる、ホットスタンプ部材への適用が好適な、アルミめっき鋼板を提供することを目的とする。

ホットスタンプ部材は、例えば自動車部品に用いられる場合、自動車の製造工程の中で、電着塗膜の下地となるりん酸亜鉛を含む化成処理皮膜が形成され、化成処理皮膜の上に樹脂系塗膜（電着塗膜）が形成される。塗料である樹脂系塗膜（電着塗膜）の密着性を高めるためには、樹脂系塗膜の下地膜であるりん酸亜鉛を含む化成処理皮膜において、りん酸亜鉛結晶の析出量を増加させることが有用である。化成処理工程では、りん酸亜鉛水溶液中のりん酸亜鉛濃度がりん酸亜鉛の溶解度を超えることでりん酸亜鉛結晶が析出する。りん酸亜鉛の溶解度は、りん酸亜鉛水溶液のｐＨが高くなると低下する。
本発明者らは、めっき直後の粒子吹き付けによるめっき層の金属組織の微細化処理が施されたホットスタンプ前のめっき鋼板のめっき層が、周期表の第２族元素ならびに第４周期ｄブロック元素からなる群から選択される１種以上を所定量含み、めっき表層部の平均結晶粒径を制御することで、ホットスタンプ後のホットスタンプ部材において、塗料密着性が向上することを見出した。すなわち、上記めっき鋼板をホットスタンプすると、ホットスタンプ部材表面に形成される酸化膜層に周期表の第２族元素または第４周期ｄブロック元素を所定量含ませることができ、その結果、ホットスタンプ部材において、塗料密着性が向上し、塗装後耐食性が向上することを見出した。ホットスタンプ部材において、塗料密着性が向上する理由としては、ホットスタンプによって表面に形成された周期表の第２族元素または第４周期ｄブロック元素の酸化物が、水への溶解時にホットスタンプ部材表面上のｐＨを上昇させることで、上述のようにリン酸亜鉛結晶が析出しやすくなり、塗料密着性が向上すると考えられる。

本発明は上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係るアルミめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とを有し、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなり、前記めっき層の厚みｔが１０〜６０μｍであり、前記めっき層の最表面から前記厚みｔの２／３倍の位置までの厚さ範囲において、平均結晶粒径が、２ｔ／３以下、かつ１５μｍ以下である。
［２］上記［１］に記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層の化学組成が、質量％で、前記Ａ群元素の含有量の合計：０．００１〜３０．００％、Ｓｉ:０〜２０．０％、Ｆｅ：０〜１０．０％、残部：Ａｌおよび不純物であってもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層の前記化学組成において、質量％で、Ｓｒ含有量、Ｍｇ含有量およびＣａ含有量の合計が０．００１％未満であり、前記Ａ群元素の含有量の合計が０．０５〜３０．００％であってもよい。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板は、ＧＤＳを用いて、前記めっき層の前記最表面から前記厚み方向に前記めっき層中の前記Ａ群元素を測定した場合に、前記めっき層の前記最表面から前記厚みｔの１／３倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の最大値が、前記厚みｔの前記２／３倍の位置から前記厚みｔの１倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の平均値の、２．０倍以上であってもよい。
［５］上記［１］〜［４］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板は、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｎｂ：０〜１．００％、Ｓｎ：０〜１．００％、Ｃａ：０〜０．１０％、残部：Ｆｅ及び不純物であってもよい。
［６］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材の製造方法は、上記［１］〜［５］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板を８５０〜９５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で２分以上保持した後、ホットスタンプを行う。
［７］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材は、上記［１］〜［５］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材であって、表面にＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素と、Ａｌと、酸素とを含む酸化膜層を有する。

本発明の上記態様によれば、特にホットスタンプ後において、電着塗膜との密着性（塗料密着性）に優れる、ホットスタンプ部材への適用が好適なアルミめっき鋼板を提供できる。また、上記アルミめっき鋼板にホットスタンプを行うホットスタンプ部材の製造方法及び、上記アルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材を提供できる。このホットスタンプ部材は、電着塗膜との密着性及び塗装後耐食性に優れる。

本実施形態に係るアルミめっき鋼板の、めっき層の平均結晶粒径の測定方法を示す模式図である。本実施形態に係るアルミめっき鋼板について、ＧＤＳを用いて、めっき層の最表面から厚み方向にめっき層中のＡ群元素を測定した結果の一例である。本実施形態に係るアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られたホットスタンプ部材において、ＧＤＳを用いて、酸化膜層の最表面から厚み方向にＡ群元素を測定した結果の一例である。

以下、本発明の好適な実施の一形態に係るアルミめっき鋼板（本実施形態に係るアルミめっき鋼板）、本実施形態に係るホットスタンプ部材及びそれらの製造方法について詳細に説明する。

（アルミめっき鋼板）
本実施形態に係るアルミめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とを有し、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなり、前記めっき層の厚みｔが１０〜６０μｍであり、前記めっき層の最表面から前記厚みｔ（μｍ）の２／３倍の位置までの範囲において、平均結晶粒径が、２ｔ／３（μｍ）以下かつ１５μｍ以下である。尚、結晶粒は、３％硝酸アルコール液（ナイタール液）でエッチングし、結晶粒界を現出させることにより確認することができる。

本実施形態に係るアルミめっき鋼板（アルミニウムめっき鋼板）は、めっき層の平均結晶粒径が小さく制御されており、結晶粒界が多い。その結果、続いて行われるホットスタンプの加熱時に大気等の雰囲気ガスとの界面の面積が大きくなる。Ａ群元素は雰囲気ガスとの親和性が高いので、加熱中にＡ群元素が表層に濃化し、ホットスタンプ後の部材（ホットスタンプ部材）の表層部に形成される酸化膜層におけるＡ群元素の割合が高くなる。

ホットスタンプ部材においては、Ａ群元素は主に酸化物の形態で酸化膜層に含まれる。このようなホットスタンプ部材の最表面（酸化膜層の表面）に対して化成処理が施される際、ホットスタンプ部材の最表面にＡ群元素の酸化物が存在することで酸化膜層と化成処理液との界面における化成処理液のｐＨが上昇する。これによりリン酸亜鉛結晶の析出量が多くなる。すなわち、いわゆる化成処理性が高められる。また、リン酸亜鉛結晶の析出量が多くなることで、化成処理後に電着塗装される電着塗膜の密着性（塗料密着性）が向上する。また、電着塗膜の密着性が高まることで、塗装後耐食性が向上する。

以下、本実施形態に係るアルミめっき鋼板を構成するめっき層、及びめっき層が形成される鋼板について説明する。本実施形態では、ホットスタンプ部材への適用を中心に述べるが、本実施形態に係るアルミめっき鋼板の用途はホットスタンプ部材に限定されない。

（めっき層）
めっき層は、鋼板の表面に形成されている。めっき層は、Ａ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなるものであって、更にＳｉが含まれていてもよい。Ａｌの含有量は７５％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量の上限を特に定める必要はないが、例えば９９．９９９％である。
Ａ群元素は、周期表における第２族元素、第４周期ｄブロック元素である。本実施形態において、周期表における第２族元素とは、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａであり、第４周期ｄブロック元素とは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎである。本実施形態に係るアルミめっき鋼板のめっき層は、これらの元素のうち１種または２種以上を含んでいればよい。
電着塗膜との密着性と、塗装後耐食性とを向上させるため、Ａ群元素はＦｅを除く、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎに限定してもよい。また、Ａ群元素のうち、Ｓｒ、Ｍｇ、Ｃａは０．１００％以下の微量でも、電着被膜の密着性と塗装後耐久性を顕著に向上させるので特に好ましい。
好ましいめっき層の化学組成としては、質量％で、Ａ群元素の含有量の合計：０．００１〜３０．００％、Ｓｉ：０〜２０．０％、Ｆｅ：０〜１０．０％であり、残部がＡｌからなる化学組成が例示される。Ａ群元素が含まれていればその効果は得られるが、Ａ群元素の含有量の合計を０．００１％以上とすることがよい。電着塗膜の密着性および塗装後耐食性の一層の向上のため、Ａ群元素の含有量の合計の下限を、０．０１％、０．０３％、０．０５％、０．０７％又は０．０９％と高めるほどより好ましい。前記のとおりＳｒ、Ｍｇ、Ｃａは微量でも効果を発揮するため、Ａ群元素の含有量の合計の下限を、Ｓｒ、Ｍｇ、Ｃａが含まれる場合と、こられが含まれない場合で、Ａ群元素の含有量の合計の下限を異なる値としてもよい。例えば、Ｓｒ、Ｍｇ、Ｃａの含有量の合計の下限を０．００１％、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０４％、０．０６％又は０．０８％とし、Ｓｒ、Ｍｇ、Ｃａの含有量の合計の下限がこの値を満たさない場合、Ａ群元素の含有量の合計の下限を０．０５％、０．１０％、０．１５％又は０．２０％としてもよい。すなわち、例えばＳｒ、Ｍｇ、Ｃａの含有量の合計が０．００１％未満である場合、Ａ群元素の含有量の合計は、０．０５％〜３０．００％としてもよい。
また、Ａ群元素の含有量の合計が３０．００％を超えると、めっき浴の合金コスト等が高くなるため好ましくない。自動車部材としての必要な性能と製造コストの両立のため、Ａ群元素の含有量の合計の上限を１５．０％、１０．０％、５．００％、３．００％、２．００％、１．５０％又は１．００％としてもよい。
Ｓｉ含有量が２０．０％を超えると、めっき浴中での合金生成量が増加し、沈殿物を除去する頻度が高くなるので好ましくない。したがって、Ｓｉ含有量の上限は２０．０％とする。必要に応じて、Ｓｉ含有量の上限を、１５．０％、１２．０％又は１０．０％としてもよい。
Ｆｅ含有量の上限は１０．０％とする。必要に応じて、Ｆｅ含有量の上限を、７．０％、５．０％又４．０％としてもよい。ＳｉおよびＦｅの含有は必須ではなく、これらの含有量の下限は０％である。必要に応じて、Ｓｉ含有量およびＦｅ含有量の下限を、それぞれ０．１％としてもよい。
また、めっき層の金属組織には、Ａｌ相、Ａｌ−Ｓｉ相、Ｓｉ相、Ａｌ−Ｆｅ合金相またはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金相の１以上が含まれてもよい。
めっき層は、鋼板の両面に形成されていてもよいが、片面であってもよい。めっき層の化学組成は、ＪＩＳＧ３３１４：２０１１の附属書ＪＢに記載のオフライン蛍光Ｘ線法により、分析することができる。

（めっき層の厚みｔ：１０〜６０μｍ）
めっき層の厚みｔは１０μｍから６０μｍの範囲である。厚みｔを１０μｍ以上とすることで、ホットスタンプ部材の耐食性を向上できる。また、厚みを６０μｍ以下とすることで、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層が最表層または最表層近くまで形成されるので、ホットスタンプ部材の耐食性が向上する。めっき層の厚みｔの下限を１３μｍ、１５μｍ、２０μｍ又は２５μｍとしてもよく、その上限を５５μｍ、５０μｍ又は４５μｍとしてもよい。

めっき層の厚みは、ＧＤＳ(グロー放電発光分光法)を用いた観察等によって測定できる。
本実施形態では、ＧＤＳを用いてＡｌの検出強度が最大値の１／２０まで低下した位置までをめっき層と判断する。具体的には、ＧＤＳで、めっき層の表面から厚み方向に０．１秒間隔で、０．０６０μｍ／秒のスパッタリング速度で、１０００秒間Ａｌを測定した場合に、検出強度が最大値の１／２０となる測定時間をＴ［秒］とし、Ｔにスパッタリング速度を乗じることで、めっき層の厚みを求める。ただし、Ａｌの検出強度が最大値の１／２０となる点が複数検出された場合には、検出強度が最大値の１／２０となった測定時間のうち、最も長い時間をＴ［秒］とし、Ｔにスパッタリング速度を乗じることで、めっき層の厚みを求める。

（めっき層の最表面から厚みｔの２／３倍の位置（２ｔ／３位置）までの範囲における平均結晶粒径：２ｔ／３以下かつ１５μｍ以下）
めっき層の最表面から２ｔ／３位置までの平均結晶粒径は、めっき層の厚みをｔとした場合、２ｔ／３（μｍ）以下、かつ１５μｍ以下である。平均結晶粒径を２ｔ／３（μｍ）以下、かつ１５μｍ以下とすることで、結晶粒界の面積が大きくなり、続いて行われるホットスタンプ加熱時に大気等の雰囲気ガスとの界面積が大きくなる。これにより、りん酸亜鉛結晶の析出量が多くなる。すなわち、いわゆる化成処理性が高められる。また、これにより、化成処理後に電着塗装される電着塗膜の密着性が向上する。電着塗膜の密着性が高まることで、塗装後耐食性が向上する。
ホットスタンプ後には、上述の通り、塗装後耐食性が向上するが、ホットスタンプしない場合でも、平均結晶粒径が２ｔ／３（μｍ）以下、かつ１５μｍ以下であることで、塗膜との界面積が大きくなることで密着性が高まり、塗装後耐食性が向上する。

めっき層の平均結晶粒径は、以下のように求められる。
アルミめっき鋼板から、めっき層の厚み方向断面が観察面となるように試料を採取する。採取した試料を、３％硝酸アルコール液（ナイタール液）でエッチングすることで結晶粒界を現出させ、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてめっき層の最表面から鋼板までが含まれるように画像を撮像する。この写真に対し、図１に示すように、めっき層の最表面から厚み方向に長さ２ｔ／３（ｔ＝めっき層の厚み（μｍ））の線分を引いて、粒界との交点の数をｎとし、線分長（２ｔ／３）をｎで除した値、すなわち、（２ｔ／３ｎ）を平均結晶粒径とする。このような線分を図中（ａ）、（ｂ）、（ｃ）のように、任意の位置に５μｍ間隔で３本引き、それぞれの線分の位置で平均結晶粒径を求め、それらを平均値した値を、最表面から厚みｔの２／３倍の位置（２ｔ／３位置）までの範囲における、めっき層の平均粒径とする。
ｎが０の場合は、２ｔ／３ｎを計算ができないが、観察画像において粒径が２ｔ／３よりも大きい場合であるので、平均結晶粒径は２ｔ／３以下ではないと判断する。
また、交点の数ｎの算出においては、ＪＩＳＧ０５５１：２０１３の付属書Ｃ.２．２に記載されるように、線分が３重点と交わる場合、その点ではｎを１．５とする。

（めっき層の、最表面から厚みｔの１／３倍の位置（ｔ／３位置）までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の最大値が、最表面から厚みｔの２／３倍の位置（２ｔ／３位置）から厚みｔの１倍の位置までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の平均値の２．０倍以上）
最表面からｔ／３位置までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の最大値は、２ｔ／３位置から厚みｔ位置（めっき層と鋼板との界面との位置にほぼ等しい）までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の平均値の２．０倍以上であることが好ましい。すなわち、Ａ群元素がめっき層の表面に近い位置に濃化していることが好ましい。特に、Ｓｒ、ＭｇおよびＣａは、酸素との親和性が大きいため、めっき層の表面に近い位置に濃化する傾向が大きく、これらの元素は微量でも、塗装後耐食性が顕著に向上する効果がある。
上記検出強度の比を２．０倍以上とすることで、ホットスタンプ後の部材の表層部におけるＡ群元素の割合が高くなり、酸化膜層の表面に存在するＡ群元素の割合も高くなる。そのため、ホットスタンプ部材と化成処理液との界面における化成処理液のｐＨが上昇する。その結果、化成処理時にりん酸亜鉛結晶の析出量が多くなり、いわゆる化成処理性が高められる。また、これにより、化成処理後に電着塗装される電着塗膜の密着性が向上する。その結果、塗装後耐食性が向上する。

最表面から厚みｔの１／３倍の位置（ｔ／３位置）までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の最大値、及び、最表面から厚みｔの２／３倍の位置（２ｔ／３位置）から厚みｔの１倍の位置（ｔ位置）までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の平均値は、以下の方法で求める。
上述のようにアルミめっき層の厚みｔを測定した上で、ＧＤＳで、めっき層の表面から厚み方向に０．１秒間隔で、０．０６０μｍ／秒のスパッタリング速度で、Ａ群元素を測定し、最表面〜ｔ／３位置までの範囲におけるＡ群元素の検出強度の最大値と、２／３ｔ位置〜ｔ位置までの検出強度の平均値を得る。Ａ群元素が複数含まれている場合、最も検出強度の高い元素で判断する。図２は、本実施形態に係るアルミめっき鋼板について、ＧＤＳを用いて、めっき層の最表面から厚み方向にめっき層中のＡ群元素を測定した結果の一例である。

（鋼板）
本実施形態に係るアルミめっき鋼板が備える鋼板は、ホットスタンプ法に好適に利用可能な鋼板であれば特に制限はない。本実施形態に係るホットスタンプ部材に適用可能な鋼板として例えば、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼板を例示できる。鋼板の形態としては例えば熱延鋼板や冷延鋼板などの鋼板を例示できる。以下、鋼板が含む各成分の好ましい範囲について説明する。

Ｃ：０．１〜０．４％
Ｃは、目的とする機械的強度を確保するために含有される。Ｃ含有量が０．１％未満の場合には、十分な機械的強度の向上が得られず、Ｃを含有する効果が乏しくなる。
一方、Ｃ含有量が０．４％を超える場合には、鋼板の強度を更に硬化向上させることができるものの、伸び、絞りが低下しやすくなる。
従って、Ｃ含有量は、質量％で０．１％以上０．４％以下の範囲であることが望ましい。

Ｓｉ：０．０１〜０．６０％
Ｓｉは、鋼の機械的強度を向上させる強度向上元素の一つであり、Ｃと同様に目的とする機械的強度を確保するために含有される。Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合には、強度向上効果を発揮しにくく、十分な機械的強度の向上が得られない。
一方、Ｓｉは、易酸化性元素でもある。そのためＳｉ含有量が０．６０％を超える場合には、鋼板表層に形成したＳｉ酸化物の影響により、溶融Ａｌめっきを行う際に、濡れ性が低下し、不めっきが生じる恐れがある。
従って、Ｓｉ含有量は、質量％で０．０１％以上、０．６０％以下の範囲であることが望ましい。

Ｍｎ：０．５０〜３．００％
Ｍｎは、鋼を強化させる強化元素の１つであり、焼入れ性を高める元素の１つでもある。更にＭｎは、不純物の１つであるＳによる熱間脆性を防止するのにも有効である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満の場合には、これらの効果が得られない。そのため、Ｍｎ含有量を、０．５０％以上とする。
一方、Ｍｎはオーステナイト形成促進元素であるため、Ｍｎ含有量が３．００％を超える場合には、残留オーステナイト相が多くなり過ぎて強度が低下する恐れがある。
従って、Ｍｎ含有量は、質量％で０．５０％以上、３．００％以下の範囲であることが望ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中に含まれる不純物である。鋼板に含まれるＰは、鋼板の結晶粒界に偏析してホットスタンプされた成形体の母材の靭性を低下させ、鋼板の耐遅れ破壊性を低下させる場合がある。従って、鋼板のＰの含有量は０．０５％以下が好ましく、Ｐの含有量はできる限り少なくすることが好ましい。Ｐ含有量はで０％でもよい。

Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、鋼中に含まれる不純物である。鋼板に含まれるＳは硫化物を形成して鋼板の靭性を低下させ、鋼板の耐遅れ破壊性を低下させる場合がある。従って、鋼板のＳ含有量は０．０２０％以下が好ましく、鋼板のＳ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。Ｓ含有量はで０％でもよい。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、一般に鋼の脱酸目的で使用される。しかしながら、Ａｌ含有量が多い場合、鋼板のＡｃ３点が上昇する。鋼板のＡｃ３点が上昇すると、ホットスタンプの際に鋼の焼入れ性確保に必要な加熱温度を上昇させる必要があり、ホットスタンプ製造上は望ましくない。従って、鋼板のＡｌ含有量は０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。

Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは、鋼の強度を向上させる効果を有する元素の１つである。また、Ｔｉは耐酸化性を向上させる効果を有する元素でもある。Ｔｉ含有量が０．０１％未満の場合には、強度向上効果や耐酸化性向上効果が得られず、０．０１％以上でこれらの効果が発揮される。
一方、Ｔｉは、過剰に含有されると、例えば、炭化物や窒化物を形成して、鋼を軟質化させる恐れがある。特に、Ｔｉ含有量が０．１０％を超える場合には、目的とする機械的強度を得られない可能性が高い。
従って、Ｔｉ含有量は、質量％で０．０１％以上、０．１０％以下の範囲であることが望ましい。

Ｂ：０．０００１〜０．０１００％
Ｂは、焼入れ時に作用して鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。Ｂ含有量が０．０００１％未満の場合には、このような強度向上効果が低い。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超える場合には、介在物が形成されて鋼板が脆化し、疲労強度が低下する恐れがある。
従って、Ｂ含有量は、質量％で０．０００１％以上、０．０１００％以下の範囲であることが望ましい。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼中に含まれる不純物である。鋼板に含まれるＮは、窒化物を形成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。さらに、鋼板に含まれるＮは、鋼板中にＢが含有される場合、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らし、Ｂの焼入れ性向上効果を低下させる場合がある。従って、鋼板のＮ含有量は０．０１０％以下が好ましく、鋼板のＮ含有量はできる限り少なくすることがより好ましい。Ｎ含有量はで０％でもよい。

また、本実施形態に係るアルミめっき鋼板は、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｃａを以下の範囲で含むこともできる。ただし、これらの元素は必須ではないので、下限は０％である。

Ｃｒ：０〜１．００％
Ｍｏ：０〜１．００％
鋼板の焼入れ性を向上させるため、Ｃｒ、Ｍｏのいずれか一方または両方を含有させてもよい。その効果を得る場合には、いずれも含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、含有量を１．００％以上としてもその効果は飽和する上、コストが上昇する。そのため、含有量を１．００％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：０〜１．００％
Ｎｉ：０〜２．００％
ＣｕおよびＮｉは、ホットスタンプ部材（ホットスタンプ後の鋼板）の強度を高める作用を有する。したがって、必要に応じて含有させてもよい。
上記の効果を得たい場合には、ＣｕまたはＮｉをそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方で、Ｃｕ含有量が１．００％、Ｎｉ含有量が２．００％を超えてもその効果は飽和する上、コストが上昇する。そのため、Ｃｕ含有量を１．００％以下、Ｎｉ含有量を２．００％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０〜１．００％
Ｎｂは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ部材の強度を上昇させる作用を有する元素である。この効果を得るために、必要に応じて含有させてもよい。
上記の効果を得たい場合には、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方で、Ｎｂ含有量が１．００％を超えてもその効果は飽和する上、コストが上昇する。そのため、Ｎｂ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。

Ｓｎ：０〜１．００％
Ｓｎは腐食環境において鋼の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含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
しかしながら、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、靭性が低下する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。

Ｃａ：０〜０．１０％
Ｃａは、介在物の形状を調整することによりホットスタンプ部材の靭性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ含有量を、０．０１％以上含有させることが好ましい。
一方Ｃａ含有量が０．１０％超である場合、上記効果が飽和するだけでなく過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合でも、Ｃａ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。

上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。鋼板には、その他製造工程などで混入してしまう不純物を含んでもよい。不純物としては、例えば、上述したＰ（リン）、Ｎ（窒素）、Ｓ（硫黄）や、その他として、Ｚｎ（亜鉛）、Ｃｏ（コバルト）等が挙げられる。

（ホットスタンプ部材）
上記のアルミめっき鋼板に、ホットスタンプ法による加熱・焼入れを行うことにより、ホットスタンプ部材とすることができる。アルミめっき鋼板が、上記した好ましい化学組成からなる場合、ホットスタンプによって、約１０００ＭＰａ以上の引張強度を有するホットスタンプ部材とすることができる。
また、ホットスタンプ法においては、高温で軟化した状態でプレス加工を行うことができるので、容易に成形することができる。
上述したアルミめっき鋼板では、ホットスタンプの加熱時に、鋼板と大気等の雰囲気ガスとの界面の面積（界面積）が大きくなる。Ａ群元素は雰囲気ガスとの親和性が高いため、表層に濃化するＡ群元素の量が増加し、酸化膜層の最表面におけるＡ群元素の割合が高くなる。図３は、本実施形態に係るアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られたホットスタンプ部材において、ＧＤＳを用いて、酸化膜層の最表面から厚み方向にＡ群元素を測定した結果の一例である。
ホットスタンプ工程において、アルミめっき鋼板がめっき層の融点以上に加熱されることでめっき層（Ａｌめっき層）が溶融し、同時に鋼板とＡｌめっき層との間でＦｅとＡｌとが相互拡散し、Ａｌめっき層中のＡｌ相がＡｌ−Ｆｅ合金相へと変化することで、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層が形成される。Ａｌめっき層中にＳｉが含まれていた場合は、Ａｌめっき層中のＡｌ相がＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金相にも変化する。Ａｌ−Ｆｅ合金相及びＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金相の融点は１１５０℃程度であり、一般的なホットスタンプ工程の加熱温度の上限よりも高いので、合金相が形成されることでこれらが鋼板表面に析出してＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層を形成する。Ａｌ−Ｆｅ合金相及びＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金相は複数種類あり、高温加熱や長時間加熱を行うと、よりＦｅ濃度の高い合金相へと変化していく。また、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層にＡ群元素が含まれる場合、Ａ群元素は、金属間化合物、固溶体など種々の形態で存在し得る。

（ホットスタンプ部材の表層の酸化膜層）
本実施形態に係るアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材の表面側（ホットスタンプ前のアルミめっき鋼板のめっき層の表層部（鋼板と反対側）に相当する部分）には、ホットスタンプ部材の最表面層として、酸化膜層が形成される。この酸化膜層は、ホットスタンプ部材を製造する際のホットスタンプの加熱過程で、アルミめっき鋼板のめっき層の表層が酸化されて生成される。酸化膜層は、Ａ群元素と、Ａｌと、酸素と、不純物とからなる。酸化膜層には更に、ＦｅまたはＳｉの何れか一方または両方が含まれていてもよい。Ｆｅ、Ｓｉは、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層に含有されていたものの一部が、酸化膜層の形成時に混入する場合がある。
酸化膜層に含まれるＡ群元素は、周期表における第２族元素、第４周期ｄブロック元素である。本実施形態において、周期表における第２族元素とは、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａであり、第４周期ｄブロック元素とは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎである。本実施形態に係るアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材の酸化膜層は、これらの元素のうち１種または２種以上を含んでいれば塗料密着性向上効果が得られる。Ａ群元素は、主に酸化物として存在するが、Ａ群元素の一部が元素単体、または、酸化物以外の化合物の形態で存在していてもよい。また、酸化物の形態も限定されない。酸化膜層のうち、Ａ群元素以外の元素についても、酸化物の状態で存在するとよい。例えば、Ａｌは酸化アルミニウムとして、その他の不純物は各不純物の酸化物として存在することが好ましい。また、酸化膜層にＳｉが含まれる場合のＳｉは、酸化シリコンとして存在することが好ましく、Ｆｅが含まれる場合のＦｅは、酸化鉄として存在することが好ましい。また、Ａ群元素、Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅはそれぞれ、他の元素とともに複合酸化物の形態で含まれていてもよい。

Ａ群元素の酸化物は、塩基性酸化物に分類される。化成処理工程において、酸化膜中の（特に酸化膜層の表面に存在する）Ａ群元素を含む塩基性酸化物は、りん酸化成処理液（以後、化成処理液と称する）に接した際にその一部が溶解して、化成処理液とホットスタンプ部材が備える酸化膜層との界面における溶液ｐＨを上昇させる。一方、化成処理液に含まれるりん酸亜鉛はｐＨが高くなると溶解度が低下し、析出する結晶の量が増加する。そのため、酸化膜層の表面と化成処理液との界面におけるｐＨの上昇により、酸化膜層の表面に析出するりん酸亜鉛結晶が増加するようになる。

（アルミめっき鋼板の製造方法、およびホットスタンプ部材の製造方法）
次に、本実施形態に係るアルミめっき鋼板およびホットスタンプ部材の製造方法の例について説明する。以下に説明する製造方法は、Ａｌめっきを鋼板に施してアルミめっき鋼板とし、アルミめっき鋼板に対してホットスタンプ工程を行うことにより、鋼板表面にＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層及び酸化膜層を形成する例である。しかしながら、ここで述べる方法は一例であり、本方法に特に限定するものではない。

＜アルミめっき鋼板の製造方法＞
（めっき浴への浸漬）
例えば溶融めっき法により、鋼板の表面にＡｌめっき層を形成する。アルミめっき鋼板のめっき層（Ａｌめっき層）は、鋼板の片面又は両面に形成する。
溶融めっき時やホットスタンプにおける加熱工程時などにおいて、このＡｌめっき層に含まれるＡｌの少なくとも一部は、鋼板中のＦｅと合金化しうる。そのため、このＡｌめっき層は、必ずしも成分が一定な単一の層で形成されるとは限られず、適宜合金化した層を含んでも良い。

溶融めっき法における溶融めっき浴には、ＡｌとＡ群元素とを含有させる。また、溶融めっき浴にはＳｉを含有させてもよい。溶融めっき浴に添加するＡ群元素は０．００１質量％以上、３０．００質量％以下とし、Ｓｉは２０．０質量％以下とする。Ａｌ、Ａ群元素及び必要に応じてＳｉを含ませた溶融めっき浴に鋼板を浸漬させることで、鋼板の表面にＡｌめっき層を形成する。形成されたＡｌめっき層にはＡ群元素が含まれる。また、Ｓｉが含まれる場合もある。
また、めっき浴浸漬後は、ガスワイピング等によって、めっきの付着量を調整するが、ガスワイピング時の雰囲気（特に酸素濃度）は、Ａ群元素の濃化に影響を与える。めっき層の最表面から厚みｔの１／３倍の位置までの範囲（表面〜ｔ／３）におけるＡ群元素の検出強度の最大値と、厚みｔの前記２／３倍の位置から厚みｔの１倍の位置までの範囲（２ｔ／３〜ｔ）におけるＡ群元素の検出強度の平均値との比を大きくする場合、ガスワイピング時の雰囲気における酸素濃度は５体積％超とすることが好ましく、酸素濃度が約２０体積％の大気雰囲気とすることがより好ましい。

（粒子吹き付け）
次に、溶融めっき浴から引き上げた直後の鋼板に対して、溶融めっき浴へ浸漬したことによって鋼板に付着した溶融金属（溶融状態のめっき金属）が凝固する前に、窒化物、炭化物、酸化物等の粒子を空気、窒素やアルゴンなどの冷却ガスとともに吹き付ける。吹き付けられた粒子が結晶の核となり、凝固しためっき金属において、Ａｌめっき層の結晶粒径を小さくする効果がある。この効果は、粒子を吹き付ける表面側において特に大きい。
Ａｌめっき層の結晶粒径を小さくすることで結晶粒界が増え、続いて行われるホットスタンプ加熱時に大気等の雰囲気ガスとの界面積が大きくなる。Ａ群元素は雰囲気ガスとの親和性が高いので、ホットスタンプの加熱時に、Ａ群元素がめっき層の表層部に濃化し、ホットスタンプ部材の酸化膜層の最表面におけるＡ群元素の割合が高くなる。
粒子の吹き付け速度は、鋼板面に垂直な方向に向かって３０〜７０ｍ／ｓとすることが好ましい。吹き付けられた粒子は、結晶の核となるのと同時に溶融状態のめっき金属を冷却する効果を有する。粒子の吹き付け速度が３０ｍ／ｓ未満の場合、単位時間あたりに接触するめっき金属との界面積が小さいため冷却速度が不足し、結晶の核の数が少なくなる。その結果、ホットスタンプ後においても結晶粒径が大きくなってしまい、塗料密着性、塗装後耐食性が劣る。一方、粒子の吹き付け速度が７０ｍ／ｓよりも大きいと、粒子の吹き付けによりめっき金属の凹凸が大きくなるために、ホットスタンプした後においても凹凸が大きくなり過ぎて、塗装後耐食性が低下してしまう。

吹き付ける窒化物、炭化物、酸化物等の粒子の大きさは特に限定されない。しかしながら粒径が２０μｍを超えると、Ａｌめっき層の結晶粒が大きくなり、ホットスタンプ時にＡ群元素が表層に濃化しにくくなる。そのため、粒径２０μｍ以下の粒子であることが望ましい。吹き付ける窒化物、炭化物、酸化物としては、窒化チタン、窒化ケイ素、炭化チタン、炭化ケイ素、酸化チタン、酸化ケイ素、酸化鉄、酸化アルミニウム等が挙げられる。粒子の付着量は、例えば、０．０１〜１．０ｇ／ｍ^２とすることが好ましい。粒子の付着量をこの範囲にすることで、Ａｌめっき層、特にめっき層の表層部、において十分な量の結晶の核が形成される。このためＡｌめっき層の結晶粒径が十分小さくなり、ホットスタンプ時の加熱により酸化膜層の表層部にＡ群元素を濃化させることができる。

＜ホットスタンプ部材の製造方法＞
以上のようにして製造されたアルミめっき鋼板に対して、ホットスタンプを実施することによってホットスタンプ部材が得られる。ホットスタンプ法では、アルミめっき鋼板を必要に応じてブランキング（打ち抜き加工）した後、アルミめっき鋼板を加熱して軟化させる。そして、軟化したアルミめっき鋼板をプレス加工して成形し、その後、冷却する。成形と同時に冷却してもよい。鋼板は、加熱及び冷却により焼入れされ、約１０００ＭＰａ以上の高い引張強度が得られる。加熱方法としては、通常の電気炉、ラジアントチューブ炉に加え、赤外線加熱等を採用することが可能である。

ホットスタンプ時の加熱温度と加熱時間とは、大気雰囲気の場合、８５０〜９５０℃で２分以上とすることが好ましい。加熱時間が２分より短いと、酸化膜層中へのＡ群元素の濃化が進まないために、ホットスタンプ部材の塗料密着性や耐孔食性向上効果が不十分となりやすい。
また、酸素濃度が５％以下の雰囲気中でホットスタンプする場合は、加熱時間は３分以上とすることが好ましい。酸素濃度が低い場合、加熱時間が３分より短いと酸化膜層の厚みが十分大きくならないので、酸化膜層３中のＡ群元素の割合や、酸化膜層の表層部へのＡ群元素への濃化が不十分となる。
加熱時間の上限を限定する必要はないが、１０分以下であることが好ましい。１０分より長いと生産性が低くなり、経済的に不利となる。

ホットスタンプによって、Ａｌめっき層がＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層へと変化し、また、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層の表面には酸化膜層が形成される。ホットスタンプ時の加熱によりＡｌめっき層が溶融し、また、鋼板からＦｅが拡散することで、Ａｌ−Ｆｅ合金相やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金相を含むＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層が形成される。Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層は、必ずしも成分組成が一定な単一の層で形成されるとは限らず、部分的に合金化した層を含むものとなり得る。

また、Ａｌめっき層に含まれていたＡ群元素がＡｌめっき層の表層に濃化し、雰囲気中の酸素によってＡｌめっき層の表面が酸化されることで、Ａ群元素を含む酸化膜層が形成される。粒子吹き付けを行うことによって、Ａｌめっき層、特に表層部、において十分な量の結晶の核が形成される。このためＡｌめっき層の結晶粒径が十分小さくなり、ホットスタンプ加熱によりホットスタンプによって形成される酸化膜層の表層部に、Ａ群元素を濃化させることができる。Ａｌめっき層に含有されたＡ群元素は、その全部が酸化膜層に移行してもよいし、一部がＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層に残留し、残部が酸化膜層に移行してもよい。

また、溶融めっきの代わりに、鋼板の表面に蒸着や溶射によってＡｌ及びＡ群元素を付着させることで、Ａ群元素を含むＡｌ被覆層を形成し、更に、このＡｌ被覆層を有する鋼板をホットスタンプすることで、本実施形態に係るホットスタンプ部材を製造してもよい。
また、Ａｌ被覆層を形成する方法の一例として、蒸着や溶射によって、鋼板に対して先にＡｌを付着させ、次いで、Ａ群元素を付着させてもよい。これにより、Ａｌ層とＡ群元素とからなるＡｌ被覆層が形成される。
また、Ａｌ被覆層を形成する方法の別の例として、Ａ群元素を含ませた蒸着源または溶射源を用いて蒸着又は溶射を行って、Ａｌ及びＡ群元素を同時に鋼板に付着させてもよい。Ａｌ被覆層におけるＡ群元素の割合は、０．００１％〜３０．００質量％であることが好ましい。

その後、アルミめっき鋼板の場合と同様に、Ａｌ被覆層を有する鋼板にホットスタンプを施すことで、Ａ群元素と、Ａｌと、酸素とを含む酸化膜層を有するホットスタンプ部材を製造できる。

以下、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

めっき前の鋼板としては、高い機械的強度（引張強度、降伏点、伸び、絞り、硬さ、衝撃値、疲れ強さ等の機械的な変形及び破壊に関する諸性質を意味する。）を有する鋼板を使用することが望ましい。本発明の鋼板に使用した、めっき前の鋼板の化学組成を表１に示す。

表１に記載の化学成分を有する鋼板（鋼Ｎｏ．Ｓ１〜Ｓ２３）を用いた符号Ａ１〜Ａ６６、ａ１〜ａ１０及びＢ１〜Ｂ１１に対し、溶融めっき法によりＡｌめっき層を鋼板の両面に形成した。溶融めっき時のめっき浴温は７００℃とし、めっき浴に鋼板を浸漬させた後、ガスワイピング法で付着量を片面あたり１６〜１１５ｇ／ｍ^２に調整した。その後、符号ａ４、ａ５を除く例については、めっき層が凝固する前に、表２Ａ、表２Ｂ、表２Ｃに示す吹き付け速度で、平均付着量が０．１ｇ／ｍ^２となるように粒径０．０５μｍの酸化チタンを吹き付けた。符号ａ４、ａ５については、粒子の吹き付けを行わなかった。ガスワイピング時の雰囲気は、符号Ｂ１、Ｂ４、Ｂ８以外は通常の大気とした。符号Ｂ１、Ｂ４、Ｂ８については、ガスワイピング時の雰囲気を酸素濃度５体積％、窒素濃度９５体積％とし、通常の大気よりも酸素濃度を低くした。

めっき浴には、表２Ａ〜表２Ｃ、表３に示すように、Ａ群元素を質量％で０．００１％以上３０．００％以下含有させた。Ａ群元素としては、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｂｅのうち１種または２種以上を選択した。表２Ｂにおいて、複数のＡ群元素を含有させた場合、それぞれの含有量（単位：質量％）を記載している。めっき浴の残部はＡｌ及び不純物であった。

得られためっき鋼板に対し、ＪＩＳＧ３３１４：２０１１によりめっき層の成分分析を行うとともに、ＧＤＳによりめっき層の厚みを測定し、ナイタール腐食後のＳＥＭ観察によりめっき層の最表面から前記厚みｔの２／３倍の位置までの厚さ範囲における平均結晶粒径を求めた。
結果を表２Ａ〜表２Ｃ、表３に示す。めっき層の残部はＡｌ及び不純物であった。

また、一部のアルミめっき鋼板（符号Ｂ１〜Ｂ１１）については、さらに、ＧＤＳを用いて、めっき層の表面から厚み方向に０．１秒間隔で、０．０６０μｍ／秒のスパッタリング速度で、Ａ群元素を測定し、めっき層の最表面から厚みｔの１／３倍の位置までの範囲（表面〜ｔ／３）におけるＡ群元素の検出強度の最大値と、厚みｔの前記２／３倍の位置から厚みｔの１倍の位置までの範囲（２ｔ／３〜ｔ）におけるＡ群元素の検出強度の平均値との比であるＩ（Ｍ）／Ｉ（Ａ）を求めた。
結果を表３に示す。

その後、アルミめっき鋼板を炉温９００℃の電気抵抗炉において、大気雰囲気中で、均熱時間が５分間となるように加熱した。その後、金型で成形すると同時に金型で冷却して、ホットスタンプ部材を得た。

得られたホットスタンプ部材について、以下に示す方法で塗料密着性、塗装後耐食性を調査した。結果を表２Ａ〜表２Ｃ、表３に示す。
表中には記載していないが、いずれの例においても、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層の厚みは０．１〜１０．０μｍの範囲だった。

１）塗料密着性
塗料密着性は特許第４３７３７７８号に記載の方法に準じて評価した。すなわち、試料を６０℃の脱イオン水に２４０時間浸漬後にカッターで１ｍｍ間隔の碁盤目を１００個切り、碁盤目部の剥離した部分の個数を目視で測定することで算出した面積率に基づいて評点付けした。
(評点)
３：剥離面積０％以上１０％未満
２：剥離面積１０％以上７０％未満
１：剥離面積７０％以上１００％以下

（２）塗装後耐食性
塗装後の耐食性評価は、ＪＩＳＨ８５０２：１９９９に規定する中性塩水噴霧サイクル試験方法で行った。塗膜にダイヤモンドカッターでクロスカット疵を入れ、腐食試験１８０サイクル後のカット疵からの塗膜膨れの幅(片側最大値)を計測した。以下の基準で評価が２または３であれば、塗装後耐食性に優れると判断した。
（評価）
３：膨れ幅０ｍｍ以上１．５ｍｍ未満
２：膨れ幅１．５ｍｍ以上３ｍｍ未満
１：膨れ幅３ｍｍ以上
発明例Ａ１〜Ａ６６、Ｂ１〜Ｂ１１は塗料密着性に優れていた。その結果塗装後耐食性についても優れていた。これに対しめっき層中にＡ群元素を含有していない比較例ａ１、めっき層の厚み及び／または結晶粒径が発明範囲外であるａ２、ａ３、ａ６、ａ７、ａ８、ａ９、ａ１０は、塗料密着性及び塗装後耐食性に劣っていた。また、ａ４、ａ５は、粒子の吹き付けを行わなかったのでめっき層の平均粒径が大きかった。その結果、Ａ群元素が酸化膜層の表層部に濃化せず、塗料密着性、塗装後耐食性が劣っていた。

以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、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。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、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、こ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。

本発明によれば、電着塗膜との密着性(塗料密着性)に優れたアルミめっき鋼板を提供できる。そのため、産業上の利用可能性が高い。

本発明は上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係るアルミめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とを有し、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなり、前記めっき層の厚みｔが１０〜６０μｍであり、前記めっき層の最表面から前記厚みｔの２／３倍の位置までの厚さ範囲において、平均結晶粒径が、２ｔ／３以下、かつ１５μｍ以下であり、ＧＤＳを用いて、前記めっき層の前記最表面から前記厚み方向に前記めっき層中の前記Ａ群元素を測定した場合に、前記めっき層の前記最表面から前記厚みｔの１／３倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の最大値が、前記厚みｔの前記２／３倍の位置から前記厚みｔの１倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の平均値の、２．０倍以上である。
［２］上記［１］に記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層の化学組成が、質量％で、前記Ａ群元素の含有量の合計：０．００１〜３０．００％、Ｓｉ:０〜２０．０％、Ｆｅ：０〜１０．０％、残部：Ａｌおよび不純物であってもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層の前記化学組成において、質量％で、Ｓｒ含有量、Ｍｇ含有量およびＣａ含有量の合計が０．００１％未満であり、前記Ａ群元素の含有量の合計が０．０５〜３０．００％であってもよい。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板は、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｎｂ：０〜１．００％、Ｓｎ：０〜１．００％、Ｃａ：０〜０．１０％、残部：Ｆｅ及び不純物であってもよい。
［５］上記［１］〜［４］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなっていてもよい。
［６］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材の製造方法は、上記［１］〜［５］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板を８５０〜９５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で２分以上保持した後、ホットスタンプを行う。
［７］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材は、上記［１］〜［４］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材であって、表面にＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素と、Ａｌと、酸素とを含む酸化膜層を有する。
［８］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材は、上記［５］に記載のアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材であって、表面にＢｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素と、Ａｌと、酸素とを含む酸化膜層を有する。

本発明は上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係るアルミめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層とを有し、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、前記めっき層の化学組成が、質量％で、前記Ａ群元素の含有量の合計：０．００１〜３０．００％、Ｓｉ:０〜２０．０％、Ｆｅ：０〜１０．０％、および残部：Ａｌおよび不純物からなり、前記めっき層の厚みｔが１０〜６０μｍであり、前記めっき層の最表面から前記厚みｔの２／３倍の位置までの厚さ範囲において、平均結晶粒径が、２ｔ／３以下、かつ１５μｍ以下であり、ＧＤＳを用いて、前記めっき層の前記最表面から前記厚み方向に前記めっき層中の前記Ａ群元素を測定した場合に、前記めっき層の前記最表面から前記厚みｔの１／３倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の最大値が、前記厚みｔの前記２／３倍の位置から前記厚みｔの１倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の平均値の、２．０倍以上である。
［２］上記［１］に記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層の前記化学組成において、質量％で、Ｓｒ含有量、Ｍｇ含有量およびＣａ含有量の合計が０．００１％未満であり、前記Ａ群元素の含有量の合計が０．０５〜３０．００％であってもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のアルミめっき鋼板は、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｎｂ：０〜１．００％、Ｓｎ：０〜１．００％、Ｃａ：０〜０．１０％、残部：Ｆｅ及び不純物であってもよい。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板は、前記めっき層が、Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選択される１種または２種以上の前記Ａ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなっていてもよい。
［５］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材の製造方法は、上記［１］〜［４］のいずれかに記載のアルミめっき鋼板を８５０〜９５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で２分以上保持した後、ホットスタンプを行う。
［６］本発明の別の態様に係るホットスタンプ部材は、鋼板と、前記鋼板上に形成されたＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層と、前記Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層の表面に形成された酸化膜層と、からなるホットスタンプ部材であって、前記酸化膜層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素と、Ａｌと、酸素とを含み、前記Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層および前記酸化膜層に含まれる前記Ａ群元素の含有量の合計が０．００１〜３０．００％である。
［７］上記［６］に記載のホットスタンプ部材は、前記酸化膜層が、Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｖ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選択される１種または２種以上の前記Ａ群元素と、Ａｌと、酸素とを含んでいてもよい。

Claims

鋼板と、
前記鋼板の表面に形成されためっき層とを有し、
前記めっき層が、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素を含み、残部がＡｌ、Ｆｅおよび不純物からなり、
前記めっき層の厚みｔが１０〜６０μｍであり、
前記めっき層の最表面から前記厚みｔの２／３倍の位置までの厚さ範囲において、平均結晶粒径が、２ｔ／３以下、かつ１５μｍ以下である
ことを特徴とするアルミめっき鋼板。
前記めっき層の化学組成が、質量％で、
前記Ａ群元素の含有量の合計：０．００１〜３０．００％、
Ｓｉ:０〜２０．０％、
Ｆｅ：０〜１０．０％、
残部：Ａｌおよび不純物である
ことを特徴とする請求項１に記載のアルミめっき鋼板。
前記めっき層の前記化学組成において、質量％で、
Ｓｒ含有量、Ｍｇ含有量およびＣａ含有量の合計が０．００１％未満であり、
前記Ａ群元素の含有量の合計が０．０５〜３０．００％である
ことを特徴とする請求項１または２に記載のアルミめっき鋼板。
ＧＤＳを用いて、前記めっき層の前記最表面から前記厚み方向に前記めっき層中の前記Ａ群元素を測定した場合に、
前記めっき層の前記最表面から前記厚みｔの１／３倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の最大値が、前記厚みｔの前記２／３倍の位置から前記厚みｔの１倍の位置までの範囲における前記Ａ群元素の検出強度の平均値の、２．０倍以上である
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミめっき鋼板。
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｎｂ：０〜１．００％、
Ｓｎ：０〜１．００％、
Ｃａ：０〜０．１０％、
残部：Ｆｅ及び不純物、
であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のアルミめっき鋼板。
請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミめっき鋼板を８５０〜９５０℃の温度域に加熱し、
前記温度域で２分以上保持した後、ホットスタンプを行う、
ことを特徴とするホットスタンプ部材の製造方法。
請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミめっき鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ部材であって、
表面にＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種または２種以上のＡ群元素と、Ａｌと、酸素とを含む酸化膜層を有する
ことを特徴とするホットスタンプ部材。