JP2014224311A - ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】素地鋼板がＳｉを０．７％以上含み、スポット溶接部の接合強度に優れており、かつホットスタンプ工程をほとんど制約しなくとも、ホットスタンプおよび塗装後の塗膜密着性に優れたホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】素地鋼板がＣ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３％、およびＡｌ：０．０１〜０．５％を含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき層中のＭｎ濃度が０．２０％以上であると共に、めっき付着量が７５ｇ／ｍ2以下であり、かつ、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であることを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。【選択図】図１Ａ

Description

本発明は、ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。好ましくは主に自動車車体に適用される薄鋼板成形品の分野で、好適に用いられるホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。

近年では、高強度化と複雑な形状の両立が可能な技術として、鋼板（熱間圧延に酸洗を施して得られる熱延酸洗鋼板や、冷延鋼板、これらを素地鋼板としためっき鋼板）を高温でプレスして製造するホットスタンプ技術が提案されている。ホットスタンプは、熱間成形、ホットプレスなどとも呼ばれており、上記鋼板を、オーステナイト＋フェライトの温度域（Ａｃ₁変態点）以上の高温に加熱し、プレス加工する方法である。ホットスタンプ法によれば、高強度でありながら、複雑な形状の自動車用部品が得られる。

特許文献１には、上記ホットスタンプ法に用いられる鋼板として、熱延酸洗鋼板や冷延鋼板が開示されている。該熱延酸洗鋼板や冷延鋼板のＳｉ量を０．７％以上に高めることによって、スポット溶接部の接合強度（「スポット溶接部の溶接強度」ともいう。以下同じ）が向上することが示されている。また特許文献１には、ＴｉとＮの関係を適切に制御してＢを固溶した状態で存在させると、Ｓｉ量の増加による熱間成形性の劣化が抑えられることが開示されている。

自動車用部品をプレス成形して製造する場合、該プレス成形に供する鋼板として、上述した熱延酸洗鋼板や冷延鋼板が用いられる他、耐食性向上の観点からこれらの鋼板にめっきを施しためっき鋼板も使用される。めっき鋼板は、主に、亜鉛系めっき鋼板とＡｌ系めっき鋼板に大別されるが、耐食性などを考慮し、亜鉛系めっき鋼板が汎用されている。

上記亜鉛系めっき鋼板のめっき層を構成する亜鉛は、融点が４１９℃、沸点が９０７℃であり、ホットスタンプを行う温度域では液相または気相となる。ホットスタンプ工程では、大気中で加熱を行うことが一般的であるため、上記液相または気相の状態にある活性な亜鉛が酸化され易く、鋼板表面に酸化亜鉛（酸化膜）が生じやすい。

自動車用部品は、ホットスタンプ後、化成処理及び電着塗装を施して得られるが、ホットスタンプ工程で素地鋼板の表面に酸化亜鉛（酸化膜）が厚く形成されると、上記塗装により形成された塗膜がはがれ易い（塗膜密着性が低下する）といった問題が生じる。

この問題を回避する手法として、特許文献２では次の技術が開示されている。即ち、ホットスタンプ後の化成処理において、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｓｉなどを含む酸化皮膜を形成することによって塗膜密着性を向上させた技術が示されている。しかしながら、この様な化成処理は、一般的なリン酸塩処理とは異なるため、処理液を変更する必要があるなど製造工程に制約が加わり、好ましくない。また特許文献２の技術は、加熱炉を二つ用いることでホットスタンプ工程の加熱温度の制御・加熱時間を短縮し、これにより亜鉛酸化膜の成長を制御している。しかし、ホットスタンプ工程では通常１台の加熱炉を使用するところ、上記技術では２台の加熱炉が必要となるため、設備・製造工程におけるコスト増加を招く。また特許文献２に開示の素地鋼板は、Ｓｉ濃度が０．５％以下であり、スポット溶接部の高い溶接強度が得られないといった問題がある。

特開２００７−１６９６７９号公報 特開２００７−５６３０７号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、Ｓｉを０．７％以上含みスポット溶接部の接合強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、ホットスタンプに用いた場合に、ホットスタンプ工程をほとんど制約しなくとも、ホットスタンプおよび塗装後の塗膜密着性に優れたホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板がＣ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３％、およびＡｌ：０．０１〜０．５％を含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき層中のＭｎ濃度が０．２０％以上であると共に、めっき付着量が７５ｇ／ｍ²以下であり、かつ、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であるところに特徴を有する。上記めっき付着量は、片面あたりのめっき付着量をいう（以下同じ）。

本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含む。

本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含む。

本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種の元素を合計で２．５％以下（０％を含まない）含む。

本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含む。

本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、ＣｕおよびＮｉの少なくとも１種の元素を合計で１％以下（０％を含まない）含む。

本発明によれば、鋼中Ｓｉ濃度が０．７％以上であるためスポット溶接部の接合強度に優れ、かつホットスタンプ工程をほとんど制約せずに、ホットスタンプおよび塗装後の塗膜密着性に優れたホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

図１Ａは、実施例における表２の実験Ｎｏ．３のグロー放電発光分光分析（ＧＤ−ＯＥＳ、Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ−Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）結果を示す図である。 図１Ｂは、実施例における表２の実験Ｎｏ．９のグロー放電発光分光分析（ＧＤ−ＯＥＳ）結果を示す図である。

本発明者らは、素地鋼板のＳｉ量を０．７％以上に高めることによってスポット溶接部の接合強度向上を図った合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、ホットスタンプおよび塗装後の塗膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく検討を重ねてきた。その結果、
（Ａ）めっき層中のＭｎ濃度を高めること；
（Ｂ）めっき付着量を一定以下に抑えること；および
（Ｃ）めっき層と素地鋼板の界面の酸化物を抑制すること（界面酸素濃度を一定以下に抑えること）；
が大変有効であることを見出した。以下、上記（Ａ）〜（Ｃ）の要件について、本発明に想到した経緯を含め、下記に詳述する。

まず本発明者らは、ホットスタンプおよび塗装後の塗膜密着性が劣化する原因について調査したところ、
（ｉ）ホットスタンプ工程の加熱時に、めっき層の表面（大気と接する側の面）に形成された表層酸化物（Ｓｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｚｎなどの素地鋼板中またはめっき層中の成分の単一酸化物または複合酸化物を指す。以下同じ）が、めっき層と密着性が低いこと；
（ｉｉ）特に上記表層酸化物の成長が進むことによって、該表層酸化物（層）とめっき層との間に空隙が発生し、この空隙が密着性をより低下させていること；
が原因であることを突き止めた。

そこで、ホットスタンプ工程の加熱時に表層酸化物の成長を抑制するとともに、生成した表層酸化物とめっき層との密着性を高める手段について鋭意研究を行った。その結果、ホットスタンプ工程の加熱時に、めっき層の大気と接する側の表層部（以下「めっき表層部」ということがある）へ拡散してきたＭｎが、表層酸化物の成長を抑制する（即ち、表層酸化物として、成長速度の遅いＭｎ含有酸化物が形成される）効果；を発揮すると共に、生成した表層酸化物とめっき層との密着性を高める効果；を発揮して、塗膜密着性を向上させることを見出した。

更にこの作用効果を十分実現させるには、ホットスタンプ工程の加熱時、表層酸化物が多量に生成・成長する前に、めっき表層部にＭｎが存在（到達）している必要がある。本発明者らはそのための具体的手段として、上記（Ａ）の通り、めっき層中にあらかじめＭｎを一定以上存在させることを見出した。

Ｍｎは、素地鋼板に含まれる成分であるが、素地鋼板中のＭｎをめっき表層部に到達させるには、加熱時間を長くする必要がある。しかしホットスタンプ工程の加熱時間が長くなると、素地鋼板中のＭｎがめっき表層部に到達する前に、めっき層との密着性の低い表層酸化物が生成・成長する。よって上記の通り、めっき層中にあらかじめＭｎを一定以上存在させて、ホットスタンプ工程の加熱時に、めっき表層部へ迅速にかつ多量のＭｎを拡散させることが有効である。

本発明者らは更に、上記効果を発現させるためのめっき層中のＭｎ濃度について検討した。その結果、該Ｍｎ濃度を０．２０（質量）％以上とすれば、優れた塗膜密着性が得られることがわかった。上記めっき層中のＭｎ濃度は、好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２４％以上、更に好ましくは０．３０％以上、より更に好ましくは０．３５％以上である。尚、本発明における素地鋼板の成分組成や後述する製造条件を勘案すると、上記めっき層中のＭｎ濃度の上限は、おおよそ２．０％となる。

上記めっき層中のＭｎは、めっき層中に固溶状態（固溶Ｍｎの状態）で存在していることが好ましい。上記作用効果は、酸化物等の化合物状態のＭｎではなく、固溶状態のＭｎによって発揮されるものと考えられるからである。

上記の通りめっき層中のＭｎ濃度を高めるには、後述する通り、鋼中Ｍｎ濃度およびめっき前の還元焼鈍条件（還元性雰囲気下での焼鈍温度（均熱温度）および焼鈍時間（均熱時間））を適切に制御することが推奨される。

また、表層酸化物の成長を抑制するには、下記に説明する通り、（Ｂ）めっき付着量を一定以下に制御することも必要である。

ホットスタンプ工程の加熱時には、上述しためっき表面の酸化が生じると共に、素地鋼板からめっき層へ合金成分が拡散してめっき層の合金化が進む。通常、めっき層の合金化が進むとめっき層の融点は上昇するため、上述した亜鉛の液状化（溶融亜鉛の形成）が抑制され、その結果、酸化亜鉛（酸化膜）の形成も抑制される。しかし、めっき層の付着量（めっき付着量）が多くなると、素地鋼板からめっき表層部まで合金成分が十分に拡散せず（合金化が進まず）、その結果、めっき表層部に溶融亜鉛が生じて、酸化亜鉛（酸化膜）の形成が促進されるといった問題が生じる。

そこで本発明では、めっき付着量を一定以下に制御し、ホットスタンプ工程で生じる溶融亜鉛量を減少させて、表層酸化物の生成・成長を抑制する。具体的には、めっき付着量を７５ｇ／ｍ²以下とする。めっき付着量の好ましい上限は、７０ｇ／ｍ²以下、更には６８ｇ／ｍ²以下、更には６５ｇ／ｍ²以下、更には６３ｇ／ｍ²以下、更には６０ｇ／ｍ²以下、更には５８ｇ／ｍ²以下、更には５５ｇ／ｍ²以下であり、最も好ましくは５０ｇ／ｍ²以下である。上記表層酸化物の生成・成長を抑制する観点からは、合金化溶融亜鉛めっき層の付着量は少ない方が好ましい。しかし、めっき層本来の役割である優れた耐食性を十分に発揮させる観点から、上記めっき付着量は、３０ｇ／ｍ²以上であることが好ましく、より好ましくは３５ｇ／ｍ²以上、更に好ましくは４０ｇ／ｍ²以上、より更に好ましくは４５ｇ／ｍ²以上である。

更に、上記素地鋼板からめっき層への合金成分の拡散を促進させるには、（Ｃ）めっき層と素地鋼板の界面に、上記合金成分拡散の障壁となる酸化物（以下「界面酸化物」ということがある）が極力存在しないようにするのがよい。本発明では、上記界面酸化物の量を定量的に把握すべく、後述する実施例で求める通り、該めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度（以下「界面酸素濃度」ということがある）を、界面酸化物量の評価指標に用いることとした。そして、後述する実施例に示す通り、優れた塗膜密着性を確保するには、該界面酸素濃度を０．５０（質量）％以下とすればよいことを見出した。前記界面酸素濃度は、好ましくは０．４８％以下、より好ましくは０．４６％以下である。尚、生産性等の観点から、前記界面酸素濃度の下限値は、おおよそ０．１０％程度となる。前記界面酸素濃度は、後述する実施例に記載の方法で求められる。

上記界面酸素濃度を０．５０％以下とするには、後述する通り、焼鈍条件を適切に制御することが、推奨される。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記構成のめっき層を、素地鋼板の少なくとも片面に有する。

次に、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の成分組成について説明する。本発明で用いる原板（素地鋼板）の成分組成は、スポット溶接部の接合強度を高めるべく、Ｓｉ量を０．７％以上とすることを前提とするものである。また上記成分組成は、上記めっき層中のＭｎ濃度を一定以上とするため、下記に示す通り、鋼中Ｍｎ量を一定以上とする点に特徴がある。

［Ｃ：０．１０〜０．５％］
Ｃは、固溶強化元素として、ホットスタンプ後の鋼板（即ち部品、以下、ホットスタンプ成形品という場合がある。）の高強度化に寄与する元素である。ホットスタンプにより、所望とする９８０ＭＰａ以上の高強度を得るために、Ｃ量を０．１０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．１７％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、ホットスタンプ成形品の溶接性が低下するため、Ｃ量は０．５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。

［Ｓｉ：０．７〜２．５％］
Ｓｉは、ホットスタンプ成形品のスポット溶接部の接合強度向上に寄与する元素である。またＳｉは、ホットスタンプで成形後の徐冷工程での焼き戻しを防止して、部品の強度を保つ効果を有している。更にＳｉは、残留オーステナイトを生成して部品の延性向上にも寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を０．７％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．７５％以上であり、より好ましくは０．８０％以上、更に好ましくは０．９０％以上、より更に好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板（熱延酸洗鋼板または冷延鋼板）製造時の圧造負荷が増大する。更には、熱間圧延の際に素地鋼板表面にＳｉＯ₂を含むスケールが発生し、めっき後の鋼板の表面性状が悪化する。よってＳｉ量は２．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．１％以下である。

［Ｍｎ：１．５〜３％］
Ｍｎは、前述のめっき層中のＭｎ濃度を一定以上として優れた塗膜密着性を確保するために必要な元素である。めっき層中のＭｎ濃度を一定以上とするには、めっき鋼板製造時の合金化過程で、素地鋼板からめっき層へＭｎを十分に拡散させる必要がある。素地鋼板中のＭｎ量を高めることによって、上記Ｍｎの拡散を促進でき、めっき層中のＭｎ濃度をより効率よく高めることができる。またＭｎは、焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形品の高強度バラツキを抑えるために有用な元素でもある。これらの効果を十分に発揮させるため、Ｍｎ量を１．５％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．７％以上、より好ましくは１．９％以上、更に好ましくは２．１％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板（熱延酸洗鋼板または冷延鋼板）製造時の圧延負荷が増大するため、Ｍｎ量を３％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。

［Ａｌ：０．０１〜０．５％］
Ａｌは脱酸のために必要な元素であり、そのため、Ａｌ量を０．０１％以上とする。Ａｌ量は好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると上記効果が飽和するだけでなく、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化する。よってＡｌ量を０．５％以下とする。Ａｌ量は好ましくは０．３％以下である。

本発明のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を構成する素地鋼板は、上記成分を基本的に含み、残部：鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＰ、Ｓ、Ｎなどが挙げられる。

Ｐは、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素である。Ｐ量が過剰であると、スポット溶接で形成されるナゲットの最終凝固面に偏析してナゲットが脆化し、接合強度が低下する。従ってＰ量は、０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。

ＳもＰと同様、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素である。Ｓ量が過剰であると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、スポット溶接部の接合強度が低下する。従ってＳ量は、０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下である。

Ｎは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性に悪影響を与える。またＮ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。そこでＮ量は、０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は、通常０．００１％以上である。

本発明では、上記成分のほか、更に下記の選択元素を必要に応じて添加することができる。

［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは鋼材の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を発揮させるには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５％を超えると、ホットスタンプ成形品中に粗大なホウ化物が析出して成形品の靭性が劣化する。よってＢ量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下である。

［Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、Ｎを固定して、Ｂによる焼入れ効果を確保する役割を持つ元素である。またＴｉは、組織を微細化する効果も併せ持つ。組織が微細化することで部品延性が向上する。こうした作用を充分に発揮させるため、Ｔｉ量は、０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰であると、鋼板の延性が劣化するため、Ｔｉ量を０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。

［ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種の元素：合計で２．５％以下（０％を含まない）］
ＣｒおよびＭｏは、素地鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、これらの元素を含有させることによって、ホットスタンプ成形品における硬さばらつきの低減を期待できる。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種類を併用しても良い。このような作用を有効に発揮させるには、これらの元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、２種類を併用するときは合計量である。）を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、これらの合計量が過剰になると、上記効果が飽和すると共に、コストも上昇するため、その上限を２．５％以下とすることが好ましい。上記合計量は、更には２．２％以下、更には１．９％以下、更には１．６％以下、更には１．０％以下、更には０．５％以下、最も好ましくは０．３％以下である。

［Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．１％以下（０％を含まない）］
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖは組織を微細化する効果を有しており、組織が微細化することで部品の延性を向上させる効果を有する。このような効果を有効に発揮させるには、これらの元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、２種類以上を併用するときは合計量である。）を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、これらの元素の合計量が過剰になると、その効果が飽和してコストの上昇を招くため、その上限を０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。

［ＣｕおよびＮｉの少なくとも１種の元素：合計で１％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、ホットスタンプ成形品に耐遅れ破壊性を付与したいときに、必要に応じて添加される元素である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種類を併用しても良い。このような作用を有効に発揮させるには、これらの元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、２種類を併用するときは合計量である。）を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、これらの量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となるため、その上限を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。

本発明は、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法まで規定するものではなく、所定成分の鋼を鋳造→加熱→熱間圧延→酸洗（→必要に応じて、冷間圧延）→焼鈍工程→溶融亜鉛めっき工程→合金化工程の工程を経て製造することができるが、上記めっき層中のＭｎ濃度を上述した範囲内とするには、下記に詳述する通り、上記焼鈍工程における焼鈍（還元性雰囲気下での熱処理）の条件（焼鈍温度および焼鈍時間）を適切に制御することが好ましい。

以下、本発明の製造方法を、工程順に説明する。

まず、上記成分を満足する鋼を鋳造し、加熱する。加熱条件は特に限定されず、通常用いられる条件を適宜採用することができるが、おおむね、１１００〜１３００℃の温度で行うことが好ましい。

次いで、熱間圧延を行う。熱間圧延条件は特に限定されず、通常用いられる条件を適宜採用することができる。好ましい条件は、おおむね以下のとおりである。
仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）：８００〜９５０℃
巻き取り温度（ＣＴ）：５００〜７００℃

上記熱間圧延して得られる鋼板（熱延鋼板）の好ましい板厚の上限は３．５ｍｍ以下である。該板厚は、より好ましくは３．０ｍｍ以下、更に好ましくは２．５ｍｍ以下である。

熱間圧延した後、酸洗し、熱延酸洗鋼板を作製する。この酸洗工程では、酸洗により、少なくとも熱延スケールが除去できれば良い。例えば熱延後の巻取り温度が高いコイルには、熱延スケールと素地鋼板の界面近傍にＳｉやＭｎの酸化物による粒界酸化層が形成していることがある。しかし該粒界酸化層の残存は、不めっきなどのめっき処理性に悪影響を及ぼさないため、当該酸性工程において、必ずしも上記粒界酸化層まで除去する必要はない。但し、外観や粗さなどの表面性状安定化の観点からは、上記粒界酸化層を出来るだけ除去することが好ましく、粒界酸化層除去のために通常用いられる酸洗方法を適宜採用することができる。例えば、８０〜９０℃に加熱した塩酸などを用い、２０〜３００秒酸洗することが好ましい。このとき、塩酸中には適量の酸洗促進剤（例えばメルカプト基を有する化合物）やインヒビター（例えばアミン系有機化合物）を加えることが好ましい。

このようにして得られた熱延酸洗鋼板の好ましい厚さも、上記熱延鋼板と、おおむね同じである。

上記酸洗の後、必要に応じて、更に冷間圧延し、冷延鋼板を作製しても良い。本発明のめっき鋼板は、特に、自動車の軽量化などを目的として自動車部材に好適に用いられるため、素地鋼板は、寸法精度や平坦度の観点から、冷延鋼板であることが好ましい。

冷延率は、工場での生産性などを考慮すると、おおむね、２０〜７０％の範囲内に制御することが好ましい。このようして得られる冷延鋼板の好ましい板厚の上限は２．５ｍｍ以下である。上記板厚は、より好ましくは２．０ｍｍ以下、更に好ましくは１．８ｍｍ以下である。

次いで、上記のようにして得られた熱延酸洗鋼板または冷延鋼板（以下、素地鋼板で代表させる場合がある。）を還元炉方式の連続めっき工程に付す。一般に、還元炉方式の溶融亜鉛めっきラインで行われる工程は、前処理工程、焼鈍工程、めっき工程（合金化処理を含む）に分かれている。溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程は、通常、還元炉と、冷却帯とから構成されており、本発明では、還元炉における焼鈍条件（還元性雰囲気下での熱処理温度と時間）を、後述の通り適切に制御することが好ましい。勿論、本発明の方法は、上記態様に限定する趣旨ではなく、例えば、上記溶融亜鉛めっきラインを、無酸化炉方式の連続焼鈍ラインにて行うこともできる。以下では、上記態様に基づき、説明する。

まず、上記素地鋼板に前処理を行う。前処理は、鋼板表面のオイル（油脂）や汚れを除去するために通常行われるものであり、代表的には、アルカリ脱脂によって行われる。アルカリ脱脂に用いられるアルカリは、油脂などを水溶性石鹸として除去できるものであれば特に限定されないが、例えば、苛性ソーダやケイ酸塩が好ましく用いられる。また、脱脂性を向上させるために、電解洗浄、スクラバー処理、脱脂液中への界面活性剤・キレート剤の添加処理を行うこともできる。本発明では、鋼板表面が適切に脱脂されれば前処理の方法は限定されず、上述した処理をどのように組み合わせてもよい。前処理としてアルカリ脱脂を行ったときは、鋼板に付着した脱脂液を落とすため、ホットリンス（湯洗）され、ドライヤーなどで乾燥する。

次に、前処理された上記素地鋼板を還元炉に投入し、還元炉で焼鈍（還元性雰囲気下での熱処理）する。このときの焼鈍条件として、５００〜７００℃の範囲（焼鈍温度、「均熱温度」ともいう）での滞在時間（焼鈍時間、「均熱時間」ともいう）を３０〜２７０秒とすることが好ましい。上記温度域での焼鈍処理を均熱処理とも呼ぶ。焼鈍温度の下限値は、より好ましくは５３０℃以上、更に好ましくは５６０℃以上、より更に好ましくは６００℃以上である。焼鈍温度の上限値は、より好ましくは６８０℃以下、更に好ましくは６６０℃以下である。焼鈍時間の下限値は、より好ましくは６０秒以上、更に好ましくは９０秒以上である。焼鈍時間の上限値は、より好ましくは２４０秒以下、更に好ましくは２１０秒以下である。なお、省エネルギーの観点から、還元炉に入る前に、排ガスを用いた還元性雰囲気の予熱炉にて、前処理後の鋼板を予熱してもよい。このときの予熱条件は、還元性雰囲気であれば特に限定されない。

上記の焼鈍条件は、（１）この焼鈍工程では、素地鋼板表面へＳｉやＭｎが濃化してＳｉ系酸化物やＭｎ系酸化物（界面酸化物）が生成するのを抑制し、後述する合金化処理工程で素地鋼板からめっき層へのＭｎ拡散を促進させて、めっき層中のＭｎ濃度を高める；及び（２）素地鋼板表面へのＳｉの濃化（Ｓｉ系酸化物の生成）を抑制し、素地鋼板表面に形成される極薄いＦｅ系酸化物を還元して不めっきをなくす；との観点から、多くの基礎実験によって決定されたものである。

上記（１）の観点から、焼鈍温度が上限を超えて高過ぎたり、焼鈍時間が長過ぎると、素地鋼板表面にＳｉ系酸化物やＭｎ系酸化物が表面に形成され易い。これらの酸化物が素地鋼板とめっき層の間に存在していると、合金化過程で、素地鋼板からめっき層へのＭｎ拡散が阻害される。その結果、めっき層中のＭｎ濃度を一定以上確保することが困難となる。またＭｎ系酸化物は、めっき処理工程時にめっき層中に取り込まれたとしても、上述の通りホットスタンプ後の塗膜密着性改善に寄与しない。

上記（２）の観点からは次のことがいえる。即ち、焼鈍温度の上限・下限、焼鈍時間の上限・下限のそれぞれが、上記範囲を外れる場合は、不めっきが発生する。特に、焼鈍温度が高過ぎたり、焼鈍時間が長過ぎると、Ｓｉ系酸化物が表面に形成され易くなり、不めっきが発生し易くなる。一方、焼鈍温度が低過ぎたり、焼鈍時間が短過ぎると、Ｆｅ系酸化物が残存し易くなり、やはり、不めっきが発生し易くなる。具体的には、上記焼鈍条件は、不めっきが発生しないように、焼鈍時の温度と時間とのバランスによって適切に制御することが好ましい。例えば、焼鈍温度が高い場合は焼鈍時間を短くすることができ、一方、焼鈍温度が低い場合は、焼鈍時間を長くすることができる。

上記めっき層中のＭｎ濃度を容易に高める観点からは、焼鈍温度を、前記範囲（５００〜７００℃）の中でも低めとすることが好ましい。例えば、前記焼鈍温度を５００〜６５０℃とすることが好ましく、より好ましくは５００〜６００℃である。また、この様に焼鈍温度を低めとする場合、焼鈍時間は長めとすることが好ましく、焼鈍時間を、例えば４５秒以上とすることが好ましく、より好ましくは６０秒以上である。

なお、ホットスタンプ用途とは離れて、一般に、本発明のように多量のＳｉを含む鋼を亜鉛めっきする場合、不めっきの発生を防止するため、例えば、焼鈍工程の前にプレめっきを行う方法や、還元炉での還元焼鈍の前に酸化を行う酸化還元法を行う方法などが採用されている。しかし本発明では、以下に詳述するように適切な還元焼鈍を行った後にめっきを行うため、これらの方法は不要である。プレめっきを行う方法は、特別な設備の導入がコストアップに繋がる。また、酸化還元法で製造した場合、Ｍｎのように酸化されやすい元素がめっき層中から検出される（後述する実施例における表２の実験Ｎｏ．９や１０）。しかしこの検出されたＭｎは、塗膜密着性の向上に寄与する固溶Ｍｎではなく、Ｍｎ系酸化物を形成するＭｎであると考えられる。前記Ｍｎ系酸化物は、界面酸化物として残存しやすく、該界面酸化物は、合金化処理時に素地鋼板からめっき層へのＭｎ拡散を阻害するため、優れた塗膜密着性を得る上で好ましくない。

還元時の雰囲気や露点は、不めっきが発生されない範囲であれば特に限定されないが、例えば、Ｈ₂−Ｎ_２混合ガスでＨ_２濃度が１〜３０％、−１０〜−６０℃の露点範囲とすることが好ましい。前記露点範囲は、好ましくは−３０〜−６０℃、より好ましくは−３５〜−６０℃、更に好ましくは−４０〜−６０℃、より更に好ましくは−４５〜−６０℃である。具体的には、前述した焼鈍時の温度や時間との関係で、焼鈍時間を適切に制御することが推奨される。

次に、還元炉を出た素地鋼板は、冷却帯で冷却される。通常、冷却帯は徐冷帯、急冷帯、調整帯（保持帯とも呼ばれる）で構成されるが、冷却方法は、不めっきが発生しないよう、通常用いられる条件で行えば良く、例えば、還元性雰囲気の気体を鋼板に吹き付けて冷却するなどの方法が挙げられる。

このようにして連続焼鈍工程を行った後、鋼板の表裏面に亜鉛めっきを施す。詳細には、溶融亜鉛めっき処理工程（合金化処理工程を含む）により合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。

上記溶融亜鉛めっき処理工程は特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば、溶融亜鉛めっき浴の温度は、４３０〜５００℃程度に制御すればよい。本発明では、合金化溶融亜鉛めっきの付着量が７５ｇ／ｍ²以下であるが、該めっきの付着量の調整は、ガスワイピング等の方法で行うことができる。

上記合金化処理工程も特に限定されず、通常、行われている方法を採用することができる。例えば、合金化温度は、５００〜７００℃程度に制御すればよい。合金化を促進させてめっき層中のＭｎ濃度を高める観点からは、前記合金化温度を５６０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは６００℃以上、更に好ましくは６５０℃以上である。

このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ホットスタンプ用鋼板として好適に用いられる。

本発明では、ホットスタンプ工程を特に限定するものではなく、通常、用いられる方法を採用することができる。前記ホットスタンプ工程は、加熱工程、スタンピング工程および冷却工程を含む。特性の良好な鋼部品を得るには、各工程において下記条件を採用することが好ましい。

［加熱工程］
加熱工程では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を加熱する。加熱温度はＡｃ₁点以上とすることが好ましく、より好ましくは｛Ａｃ₁点＋（Ａｃ₃点−Ａｃ₁点）／４｝℃以上、更に好ましくは｛Ａｃ₁点＋（Ａｃ₃点−Ａｃ₁点）／２｝℃以上、より更に好ましくは｛Ａｃ₁点＋（Ａｃ₃点−Ａｃ₁点）×３／４｝℃以上である。また、上記加熱温度の上限は、好ましくは（Ａｃ₃点＋１８０）℃以下、より好ましくは（Ａｃ₃点＋１５０）℃以下である。加熱温度を制限することにより、鋼部材を構成するミクロ組織の粗大化を抑制し、延性や曲げ性を高めることができる。また、加熱温度をＡｃ₃点未満の温度としてもよい。

前記Ａｃ₁点、前記Ａｃ₃点、および後記のＭｓ点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている、それぞれ下記式（１）、下記式（２）、下記式（３）から算出できる。下記式（１）〜（３）において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ₁点（℃）＝７２３−１０．７×[Ｍｎ]−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×[Ｓｉ]＋１６．９×[Ｃｒ] ・・・（１）
Ａｃ₃点（℃）＝９１０−２０３×（[Ｃ]^0.5）−１５．２×[Ｎｉ]＋４４．７×[Ｓｉ]＋３１．５×[Ｍｏ]−３０×[Ｍｎ]−１１×[Ｃｒ]−２０×［Ｃｕ］＋７００×[Ｐ]＋４００×[Ａｌ]＋４００×[Ｔｉ] ・・・（２）
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×[Ｃ]−３３×[Ｍｎ]−１７×[Ｎｉ]−１７×[Ｃｒ]−２１×[Ｍｏ] ・・・（３）

上記加熱工程において、鋼板の温度を常に測定する必要はなく、予備実験で鋼板の温度を測定しておき、温度制御に必要な条件を制御することができれば、製品の製造の際に温度を測定しなくてもよい。加熱時の最高温度までの昇温速度は、特に問わない。加熱の方法として、炉加熱、通電加熱、誘導加熱等を採用することができる。

鋼板の温度が上記加熱温度に到達した後、該加熱温度での保持時間の下限値は特に限定されず、例えば１５秒間以上、更には３０秒間以上、より更には６０秒間以上とすることができる。一方、オーステナイトの粒成長を抑制し、熱間での絞り性や成形部品の靭性などの特性向上の観点からは、上記保持時間の上限を、３０分以下とすることが好ましく、より好ましくは１５分以下、更に好ましくは７分以下である。更に、より良い塗膜密着性を確保する観点から、上記保持時間は、より更に好ましくは６分以下、最も好ましくは５分以下である。

また、加熱雰囲気はめっきが発火しない条件であれば特に限定されない。めっき表面に酸化膜が形成されれば発火を抑えることが可能となるため、たとえば大気雰囲気が好ましいが、酸化性雰囲気、還元性雰囲気でも、表面が酸化膜で覆われる条件であればよい。

［スタンピング工程］
スタンピング工程では、上記加熱工程によって加熱された鋼板にスタンピング（プレス加工）を施す。スタンピング（プレス加工）の開始温度は特に限定されない。例えば前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とすることによって加工を容易に行うことができ、かつスタンピング時の荷重（プレス荷重）を十分に低減させることができる。スタンピングの開始温度はより好ましくは４５０℃以上、さらに好ましくは５００℃以上である。また、スタンピングの開始温度は、たとえば７５０℃以下であり、好ましくは７００℃以下、より好ましくは６５０℃以下である。

［冷却工程］
冷却工程では上記加熱工程によって加熱された鋼板を冷却する。なお、ここでの冷却は自然冷却をも含み、加熱工程の直後から鋼板の冷却が開始する。冷却の方法は特に限定されず、水、油もしくはミストなどで冷却する方法；スタンピングされた鋼板をスタンピング金型内に保持し、この金型によって冷却する方法；空冷；またはこれらの組み合わせ；などが挙げられる。

上記冷却工程での冷却速度は特に限定されない。たとえば上述した加熱温度からＭｓ点までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上とすることができる。上記の平均冷却速度はより好ましくは５℃／秒以上、さらに好ましくは７℃／秒以上である。また、上記の平均冷却速度は好ましくは７０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下、さらに好ましくは５０℃／秒以下である。

上記ホットスタンプ工程の一例として、例えば、上記鋼板をＡｃ₃変態点以上の温度に加熱してオーステナイト化した後、例えば、約５５０℃以上の温度で成形を完了（金型が下死点位置に到達した時点）する方法が挙げられる。

なお、通常のホットスタンプ工程では鋼板全体の焼入れ強化を行うが、加熱する領域や金型との接触領域を鋼板の一部に限定することにより、鋼板の一部領域のみを焼入れ強化してもよい。

ホットスタンプ部品の製造（好ましくは上記条件での製造）に本発明の鋼板を使用すれば、めっき層中に残存した溶融亜鉛による金型への亜鉛の凝着が発生しにくく、金型の手入れコスト低減も可能となる。また、ＬＭＥ（溶融金属脆化、Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）も発生しにくく、品質安定性の高いホットスタンプ部品が得られる。得られた部品は例えば自動車に用いることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に記載の化学成分組成を有する鋼からなるスラブを、１２００℃に加熱した後、表１に記載の方法で熱間圧延［ＦＤＴ（仕上げ圧延）→ＣＴ（巻取）］→酸洗工程によるデスケーリング処理→冷間圧延を行って冷延鋼板（原板）を得た。

このようにして得られた各冷延鋼板を用い、以下の各項目を測定した。

（ホットスタンプ後の引張強度の測定）
上記冷延鋼板を切断して得られた短冊状ブランク（長さ：３０ｍｍ、幅：２１０ｍｍ）を用い、ホットスタンプを模擬したヒートパターンを以下のように施した。

まず、上記ブランクを、めっき前の焼鈍を模擬して５％Ｈ₂−Ｎ₂、露点−４５℃の還元性雰囲気下で６００℃×９０秒で焼鈍した後、室温まで冷却した。その後、上記ブランクを、大気中で９３０℃に保持した加熱炉内に再度投入して４分間滞在させ、上記ブランクの中心の表面部分が９３０℃（板の中心の表面部分）になるように加熱した。次いで、上記加熱炉から上記ブランクを取り出した後、直ちに水冷した。

そして、上述したホットスタンプ模擬実験後のブランクからＪＩＳ５号試験片を切り出して、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の方法で引張試験を行い（引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎ）、ホットスタンプ後の鋼板の引張強度を測定した。そして、ホットスタンプ後の鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合を○（合格）、９８０ＭＰａ未満の場合を×（不合格）と評価した。

（ホットスタンプ後の溶接強度の測定）
上記ホットスタンプ模擬実験後のブランクを、以下のスポット溶接試験に供し、接合部の強度（十字継手破断荷重、スポット溶接部の溶接強度）を測定した。溶接電流は、ナゲット径が４×√ｔ（ｔ：板厚）となるように調節した。そして、前記溶接強度が３．０ｋＮ以上の場合を○（合格）、３．０ｋＮ未満の場合を×（不合格）と評価した。
試験片条件：十字張力用試験片（ＪＩＳ Ｚ ３１３７に準拠）
溶接機：単相交流式スポット溶接機
電極：先端径φ６ｍｍのドームラジアスタイプ
加圧力：４ｋＮ
初期加圧時間：６０サイクル
通電時間：１０サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）

（めっき鋼板の作製）
次に得られた各冷延鋼板（表１に示す各原板）を切断し、１００ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を得た。この試験片を、６０℃の３％オルソ珪酸ナトリウム中で２０Ａ、２０秒間電解脱脂した後、水道水中で５秒間流水にて水洗した。このようにしてアルカリ脱脂した試験片を用いて、めっきシミュレータにて、５％Ｈ₂−Ｎ₂、露点−４５℃の還元性雰囲気下で表２に記載の条件（均熱時間、均熱温度）で焼鈍を行った後、表２の各均熱温度から４６０℃までを平均冷却速度：５〜１５℃／秒で冷却した。次いで、０．１３％Ａｌ−残部Ｚｎからなる亜鉛めっき浴（浴温：４６０℃）でめっきし、ワイピングを行い、次いで表２に示す条件で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、単に「めっき鋼板」ということがある）を得た。

表２のうち、実験Ｎｏ．９と１０では、焼鈍を酸化還元法で行った。該方法を含む製造の条件は、酸化帯で空燃比を０．９〜１．４とし、還元帯で水素と窒素を含む露点：−３０〜−６０℃の雰囲気かつ８００℃〜９００℃で還元・均熱した後、平均冷却速度：５〜１５℃／秒で４６０℃まで冷却し、亜鉛めっき浴（Ａｌ濃度：０．０５〜０．２％、浴温：４５０〜４７０℃）でめっきし、ワイピング後、表２に示す条件で合金化処理を行った。

上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、下記の評価を行った。

（めっき付着量の測定）
１８％塩酸にヘキサメチレンテトラミンを加えた溶液中に、前記めっき鋼板を浸漬してめっき層のみを溶解し、溶解前後の質量変化から、めっき付着量を求めた。

（めっき層中のＭｎ濃度の測定）
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の成分組成（特にＭｎ濃度）は、次の様にして分析した。即ち、１８％塩酸にヘキサメチレンテトラミンを加えた溶液中に、前記めっき鋼板を浸漬してめっき層のみを溶解し、その溶解液をＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法（使用装置は、島津製作所製、ＩＣＰＳ−７５１０）で分析し、めっき層中のＭｎ濃度を求めた。

（めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度の測定）
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度の測定は、ＧＤ−ＯＥＳ（ＳＰＥＣＴＲＵＭＡ ＡＮＡＬＹＴＩＫ ＧｍｂＨ製、ＧＤＡ７５０）を用いて行った。詳細には、上記分析方法で、サンプルのめっき層深さ方向のＺｎ、Ｆｅ、Ｏ濃度プロファイルを求め、この濃度プロファイルにおいて、ＺｎとＦｅが交差する位置（深さ）の上下３μｍの範囲内（測定範囲内）で最も高いＯ濃度を、前記めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度（界面酸素濃度）として求めた。そして、この界面酸素濃度が０．５０％以下の場合を合格「○」、０．５０％超の場合を不合格「×」と評価した。

その一例を図１Ａおよび図１Ｂに示す。尚、図１Ｂにおいて「Ｚｎ×１」「Ｆｅ×１」「Ｏ×２０」はそれぞれ、図１Ｂに示された濃度プロファイルデータが、Ｚｎは測定値の１倍、Ｆｅは測定値の１倍、Ｏは測定値の２０倍であることを示している。これは図１Ａについても同じである。図１Ａは、表２の実験Ｎｏ．３のホットスタンプ実験前のめっき鋼板の測定結果であり、この測定結果から目立ったＯ濃度のピークは確認されない。即ち、実験Ｎｏ．３では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面に酸化物が実質存在しないことがわかる。これに対し、図１Ｂは、表２の実験Ｎｏ．９のホットスタンプ実験前のめっき鋼板の測定結果であるが、この実験結果からＯ濃度のピークを確認することができる。即ち、実験Ｎｏ．９では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面に酸化物が存在していることがわかる。表２のその他の例についても、界面酸素濃度は上記と同様にして測定した。

（塗膜密着性の評価）
合金化溶融亜鉛めっき鋼板（１００ｍｍ×１５０ｍｍ×１．４ｍｍｔ）を、表２の各実験Ｎｏ．につき３枚ずつ用意し、これらに対し、ホットスタンプを模擬して次の処理を行った。即ち、大気中で９００℃に保持した加熱炉内に所定時間（４〜８分）保持した後、加熱炉より取り出し空冷した。このときのＭｓ点までの平均冷却速度は７℃／ｓであった。室温付近まで温度の下がった各めっき鋼板に対し、日本ペイント製ＳＤ６３５０を用い、付着量が３ｇ／ｍ²となるようにリン酸塩処理を行った。更に、リン酸塩処理をした各めっき鋼板に対し、関西ペイント製カチオンＥＤ ＧＴ１０ＨＴグレーを用いて２００Ｖの通電下で電着させ、１５０℃で２０分焼き付けることにより、厚さ１５μｍの上塗り塗膜を形成し、供試材を得た。

そして上記供試材を用いて、次の通り塗膜密着性を評価した。即ち、上記供試材を５質量％の塩水（水温：５０℃）に５００時間浸漬させた後、評価面全面（１００ｍｍ×１５０ｍｍ）にセロハンテープ（ニチバン社製「セロテープ（登録商標）ＣＴ４０５ＡＰ−２４」）を貼り付け、すぐに手で剥がし、塗膜が剥離した部分の面積率（塗膜剥離面積率、面積％）を求めた。そして下記の基準で塗膜密着性を評価し、本実施例では○以上（○および◎）を合格とした。
（塗膜密着性の評価基準）
◎：塗膜剥離面積率が５％以下
○：塗膜剥離面積率が５％超１０％以下
△：塗膜剥離面積率が１０％超２５％以下
×：塗膜剥離面積率が２５％超

これらの結果を、表２に併記する。

表２より、実験Ｎｏ．１、２、および１１〜２３は、規定の要件を満たしているため、原板の特性は良好であり、かつ得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は塗膜密着性に優れている。特にホットスタンプ加熱時間を抑えた実験Ｎｏ．１、１８、２０および２２は、より優れた塗膜密着性が得られた。これに対し、上記実験Ｎｏ．以外の例は、いずれかの規定要件を満たしていないため特性に劣るものとなった。

詳細には、実験Ｎｏ．３および４は、めっき付着量が過剰であるため、塗膜密着性に劣る結果となった。

実験Ｎｏ．５〜８は、めっき層中のＭｎ濃度が不足しているため、塗膜密着性が劣化した。また実験Ｎｏ．７および８（原板Ｎｏ．Ｃ）は、素地鋼板のＳｉ量も不足しているため、原板の特性（スポット溶接部の溶接強度）にも劣る結果となった。

実験Ｎｏ．９および１０は、界面酸素濃度が高い、即ち、めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面に酸化物が多く存在したため、塗膜密着性が劣化した。界面酸素濃度を抑制するには、焼鈍を酸化還元法ではなく、本発明で推奨する条件で還元焼鈍を行うのが好ましいことがわかる。尚、実験Ｎｏ．９および１０では、めっき層中のＭｎ濃度が一定以上確保されているが、これは、めっき層中に、塗膜密着性向上に寄与しないＭｎ酸化物が多く含まれているためと考えられる。

本発明のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車シャーシ、足回り部品、補強部品等の自動車用部品に好ましく用いられる。

Claims (6)

1. 素地鋼板がＣ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３％、およびＡｌ：０．０１〜０．５％を含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   めっき層中のＭｎ濃度が０．２０％以上であると共に、めっき付着量が７５ｇ／ｍ²以下であり、かつ、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であることを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記素地鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含む請求項１に記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記素地鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含む請求項１または２に記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記素地鋼板は、更に、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種の元素を合計で２．５％以下（０％を含まない）含む請求項１〜３のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記素地鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含む請求項１〜４のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記素地鋼板は、更に、ＣｕおよびＮｉの少なくとも１種の元素を合計で１％以下（０％を含まない）含む請求項１〜５のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。