JP6432717B1

JP6432717B1 - Ａｌ系めっき鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP6432717B1
Application number: JP2018538660A
Authority: JP
Inventors: 山口　伸一; 伸一山口; 宗士藤田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-05-17
Filing date: 2018-05-17
Publication date: 2018-12-05
Anticipated expiration: 2038-05-17
Also published as: CN112154225B; CN112154225A; WO2019220592A1; JPWO2019220592A1

Abstract

Ａｌ系めっき層に含まれるＡｌの平均組成が質量％で８５％以上、Ｓｉが質量％で４％以上１２％以下であり、めっき付着量が３０ｇ／ｍ2以上、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、厚Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下であることを特徴とするＡｌ系めっき鋼板。

Description

本発明は、塗装後耐食性を十分に発現することができる、熱間プレス用として好適なＡｌ系めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、環境保護及び地球温暖化の抑制のために、化石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。日々の生活等に欠かせない移動手段を製造する自動車産業についても例外ではなく、車体の軽量化などによって燃料の消費を抑制することが求められている。自動車部品の多くは、鉄、特に鋼板により形成されているため、使用される鋼板の総重量を低減することが、車体の軽量化、ひいては燃料の消費の抑制にとって重要である。

しかしながら、自動車には安全性の確保が必要であるため、単に鋼板の板厚を低減することは許されず、鋼板の機械的強度の維持が求められる。このような鋼板に対する要請は、自動車産業のみならず、様々な製造業でも同様に高まっている。従って、鋼板の機械的強度を高めることにより、従来使用されていた鋼板より薄くしても、機械的強度の維持又は向上が可能な鋼板について、研究開発が行われている。

一般に、優れた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、成形性、形状凍結性が低下する傾向にあり、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「熱間プレス方法（ホットスタンプ法、ホットプレス法、ダイクエンチ法、プレスハードニングとも呼ばれる。）」が挙げられる。この熱間プレス方法では、成形対象である材料を一旦高温（オーステナイト域）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た後に、冷却する。

この熱間プレス方法によれば、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、さらに、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、この熱間プレスにより、良好な形状凍結性と高い機械的強度とを両立した成形品を得ることができる。

しかしながら、鋼板を熱間プレスする場合、例えば、８００℃以上の高温に加熱すると、表面の鉄が酸化してスケール（酸化物）が生成する。このため、熱間プレスの後に、スケールを除去する工程（デスケーリング工程）が必要となり、生産性が低下する。さらに、耐食性が求められる成形品の場合には、熱間プレスの後に成形品表面へ防錆処理を施し、或いは金属皮膜を形成するため、表面清浄化工程や表面処理工程が必要となり、さらに一層生産性が低下する。

このような生産性の低下を抑制する例として、鋼板に皮膜を形成する方法が挙げられる。一般に、鋼板上の皮膜としては、有機系材料や無機系材料など様々な材料が使用される。なかでも鋼板に対して犠牲防食作用のある亜鉛系めっき鋼板が、その防食性能と鋼板生産技術の観点から、自動車用鋼板等に広く使われている。

しかしながら、熱間プレスにおける加熱温度（７００℃以上、１０００℃以下）は、有機系材料の分解温度やＺｎ（亜鉛）の沸点などよりも高い。このため、熱間プレスのために鋼板を加熱すると、鋼板表面のめっき層が蒸発し、表面性状が著しく劣化するおそれがある。

そのため、熱間プレスに際して高温に加熱する鋼板に対しては、例えば、有機系材料皮膜やＺｎ系の金属皮膜に比べて沸点が高いＡｌ（アルミニウム）系の金属皮膜を形成し、いわゆるＡｌ系めっき鋼板とすることが望ましい。Ａｌ系の金属皮膜を形成することにより、鋼板表面へのスケールの付着を防止することができ、デスケーリング工程などの工程が不要となるため生産性が向上する。また、Ａｌ系の金属皮膜には防錆効果もあるため、塗装後の耐食性も向上する。

このような、Ａｌ系の金属皮膜を所定の鋼成分を有する鋼に形成したＡｌ系めっき鋼板の課題の一つに、熱間プレス時の加工性の改善がある。熱間プレス方法の加工性については、加熱時に生成するＦｅ−Ａｌ−Ｓｉめっき層が硬質であるために金型に噛みこんだり、摩擦係数が大きいために金型に堆積したりするなどの懸念事項がある。これらの懸念事項により、製品表面に傷が付き、外観品位を低下させるおそれがある。

上記の課題を解決する手段の一つとして、酸化亜鉛（ＺｎＯ）を含有する皮膜層をめっき表面に付着させる方法が提案されている（例えば、特許文献１乃至４参照）。
特許文献１乃至４に開示の方法は、具体的には、ＺｎＯの脱落抑制のために樹脂成分やシランカップリング剤等をバインダとして含む皮膜層を鋼板表面に付着させ、熱間プレス時にバインダの有機溶剤成分を揮発させてＺｎＯのみを残存させる方法である。かかる方法により、有機溶剤が燃焼、蒸発して生成した空隙によりＺｎＯと金型金属とが点接触となり、潤滑性が向上するとされている。

国際公開第２０１３／１５７５２２号国際公開第２０１４／１７１４１７号国際公開第２００９／１３１２３３号国際公開第２０１５／０８７９２１号

ＺｎＯを含有する表面皮膜層をＡｌ系めっき層の上に形成することにより、熱間プレス時の摺動性は向上する。しかしながら、最近ではプレス形状複雑化のために、加工時にＡｌ系めっき層が剥離しやすく、さらに高い加工性や材料寿命延長のためにさらに高い耐食性が求められている。特に、溶融めっきによってＡｌ系めっき層を形成する際には、鋼とＡｌとの合金層の生成が問題になる場合があり、合金層の成長を抑制するために、めっき浴中にＳｉが添加される。通常の溶融Ａｌ系めっきでは、めっき浴から引き上げられた後、１０℃／秒で冷却され、このとき、めっきの表層は非平衡凝固となり、Ｓｉが濃化した共晶で覆われる。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、塗装後耐食性を十分に発現させることが可能である、熱間プレス用Ａｌ系めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明でのＡｌ系めっき鋼板はＡｌ−Ｓｉ系めっき鋼板であり、めっき浴中のＳｉ濃度は６％以上、１２質量％以下にて製造されたものである。これにより製造されためっき鋼板のＡｌ系めっき層全体中のＳｉ濃度は、基本的にめっき浴組成と同様に６質量％以上、１２質量％以下の組成となっている。

一般に、Ａｌ系めっき層にＳｉを含む場合、Ａｌ系めっき鋼板製造のめっき工程時にめっきは鋼板側よりＡｌが初晶として凝固するため、Ａｌ系めっき層表面においては、最終凝固の表面側にＳｉが高濃度に濃化する。図１に、一般的な手法により、鋼板にＳｉを含むＡｌ系めっきを施した際、Ａｌ系めっき層の表面をＥＰＭＡ（測定機器は日本電子製のＪＸＡ８５００Ｆを使用。マッピングモードは、ｓｔｅｐ数は５００点×５００点、ｓｔｅｐ間隔は１μｍ、ビーム径は１μｍ）によって測定したＳｉ面積率を示した。横軸がめっき浴中のＳｉ濃度（Ａｌ系めっき層全体のＳｉ濃度）、縦軸がＡｌ系めっき層表面におけるＳｉ表面積率を示している。図１より明らかなように、Ａｌ系めっき層全体のＳｉ濃度に比して、表面のＳｉ面積率は約３倍程度濃化することがわかる。

このようなＡｌ系めっき層にＳｉを含むＡｌ系めっき鋼板を熱間プレスするための加熱条件（炉温９００℃以上、９５０℃以下×炉内滞在時間０．５分以上、６分以下）で加熱すると図２、３のようにＡｌ、Ｓｉ、Ｆｅ濃度の異なる５層が形成される。最表層である第１層はＳｉ濃度が薄いＡｌＦｅ層であり、その下の第２層目（５層中、表面から数えて第２層目）はＳｉ濃度が高い層となっている。当該高Ｓｉ層（第２層）は５層の内、最も貴な電位を示すとともに腐食のカソード反応（溶存酸素の還元反応）が促進する。そのため、この第２層目が露出すると腐食が促進する方向となる。

すなわち、熱間プレス加熱前のめっき段階でめっき表面のＳｉ面積率が高くなると熱間プレスの加熱段階ではＳｉ濃度が高い第２層が生成しやすくなり、第２層が生成すると第１層との腐食回路を形成して塗装後耐食性が悪くなることを突き止めた。

さらに、先に述べたように、Ａｌ系めっき鋼板製造のめっき工程時にＡｌ系めっきは、鋼板側より凝固し、最終凝固の表面側にＳｉが高濃度に濃化する。この現象によりめっき表面でのＳｉ面積率を増加させていることが判明した。
また、Ｓｉが表面でなく、内部で濃化した場合であっても、熱間プレス時に第２層を形成することも判明した。
このめっき凝固後のＳｉ濃化部を酸洗にて除去することで加工性や熱間プレス時の塗装後耐食性が著しく向上することを本発明者は明らかにした。

以上の知見に基づき、本発明者らは発明を完成した。その要旨は以下のとおりである。

［１］．Ａｌ系めっき層に含まれるＡｌの平均組成が質量％で８５％以上、Ｓｉが質量％で４％以上１２％以下であり、めっき付着量が３０ｇ／ｍ²以上、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下であることを特徴とするＡｌ系めっき鋼板。
［２］．前記Ａｌ系めっき層の表面粗さが算術平均粗さＲａで０．１μｍ以下であることを特徴とする、［１］に記載のＡｌ系めっき鋼板。
［３］．前記Ａｌ系めっき層は、厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０〜１．５であることを特徴とする、［１］または［２］に記載のＡｌ系めっき鋼板。
［４］．前記Ａｌ系めっき層の上に設けられ、ＺｎＯ粒子と、有機樹脂とを含有し、前記ＺｎＯ粒子の付着量が金属Ｚｎ換算で０．５ｇ／ｍ²以上、１０．０ｇ／ｍ^２以下である表面皮膜層を備えることを特徴とする［１］乃至［３］のいずれか１項に記載のＡｌ系めっき鋼板。
［５］．Ｓｉを質量％で６％以上、１５％以下含有するＡｌめっき浴に鋼板を浸漬してめっき層を形成するめっき工程と、
浸漬した前記鋼板を冷却する冷却工程と、
冷却した前記鋼板をｐＨ１以下の酸性溶液中で浸漬して、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下となる深さまで表層をエッチングするエッチング工程と、
を実施することを特徴とする、Ａｌ系めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、塗装後耐食性を十分に発現させることが可能である、熱間プレス用Ａｌ系めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

Ｓｉを含むＡｌ系めっき浴中のＳｉ濃度と、表面Ｓｉ面積率の関係。９５０℃で０．５分加熱後のＡｌ系めっき層断面の顕微鏡写真。Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅについての、図２の深さ方向の濃度プロファイルであって、１から５までの数値は、図２で、同じ番号が付された領域に対応した領域であることを示す。母材表面にＡｌ系めっき層を設けた本発明のＡｌ系めっき鋼板の断面概念図。Ａｌ系めっき層、表面皮膜層を設けた本発明のＡｌ系めっき鋼板の断面概念図。めっき層の、厚さ方向のＳｉ濃度分布を示す図。めっき層の、厚さ方向のＳｉ濃度分布を示す図。めっき層の、厚さ方向のＳｉ濃度分布を示す図。

以下に、熱間プレス用として好適な、本発明に係るＡｌ系めっき鋼板（以下、単に「鋼板」と称する場合がある）の実施形態を詳細に説明する。なお、以下の実施形態は、本発明を限定するものではない。また、上記実施形態の構成要素には、当業者が置換可能且つ容易なもの、或いは実質的に同一のものが含まれる。さらに、上記実施形態に含まれる各種形態は、当業者が自明の範囲内で任意に組み合わせることができる。
図４に本発明のＡｌ系めっき鋼板１００の一例を示した。本発明のＡｌ系めっき鋼板１００は、母材１０１の表面にＡｌ系めっき層１０３を形成して構成される。あるいは、図５に示したように、さらに、Ａｌ系めっき層１０３の表面に、有機樹脂１１１により接合したＺｎＯ粒子１０９からなる表面皮膜層１０７を形成して構成される。各層について、以下に詳細に説明する。なお、図４、５は、Ａｌ系めっき層１０３、表面皮膜層１０７をＡｌ系めっき鋼板１００の片面に形成した例であるが、各々両面に形成してもよい。

＜Ａｌ系めっき鋼板１００＞
［母材１０１］
本実施形態のＡｌ系めっき鋼板１００に用いる母材１０１（Ａｌ系めっき層１０３を形成するための部材）としては、めっき層形成後に熱間プレスを行っても、優れた機械的強度（引張強さ、降伏点、伸び、絞り、硬さ、衝撃値、疲れ強さ、クリープ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）を有するような部材を使用する。例えば、Ｃ（炭素）や合金元素の添加によって焼入れ性を高めた部材を用いる。これにより、後述するような、Ａｌ系めっき層１０３及び表面皮膜層１０７を形成して得たＡｌ系めっき鋼板１００に対して、熱間プレスを施して得られた自動車部品においては、優れた機械的強度が発現される。

即ち、本実施形態のＡｌ系めっき鋼板１００用の母材１０１は、優れた機械的強度を有するものであれば公知のものを利用することができる。例えば、以下の成分を有するものを母材１０１として利用することができるが、母材１０１の成分はこれに限られない。

本実施形態の母材１０１は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上、３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５％以上、０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．０１％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上、２．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上、１．０％以下の１種又は２種以上を任意選択的に含有することができ、さらにＷ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｂ等の元素を含有でき、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。以下、母材１０１中に添加される各成分について、詳述する。以下の記載において各成分の単位％は全て質量％を意味する。

（Ｃ：０．０１％以上、０．５％以下）
炭素（Ｃ）は、鋼に不可避的に含まれ、また、母材１０１の目的とする機械的強度を確保するために含有させる。Ｃの含有量を過剰に低減させることは、製錬コストを増大させるため、０．０１％以上含有させることが好ましい。さらに、Ｃの含有量が０．１％以上であると、機械的強度を向上するために多量に他の合金元素を添加する必要がなくなるため、Ｃを添加することによる強度向上の効果が大きい。一方、Ｃの含有量が０．５％超であると、母材１０１をさらに硬化させることができるものの、溶融割れが生じ易くなる。従って、Ｃは、０．０１％以上、０．５％以下で含有させることが好ましく、強度向上と溶融割れ防止の観点からは、０．１％以上、０．４％以下の含有量で添加することがより好ましい。なお、Ｃの含有量は０．１５％以上、０．３５％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｓｉ：２．０％以下）
珪素（Ｓｉ）は、脱酸剤として添加されるなど、鋼の精錬過程において不可避的に含まれる元素である。しかしながら、Ｓｉの過度な添加は鋼板製造時の熱延工程での延性低下やその結果として表面性状などを損ねるため、２．０％以下とすることが好ましい。
また、Ｓｉは、母材１０１の機械的強度を向上させる強化元素の一つであり、Ｃと同様に、目的とする機械的強度を確保するために添加してもよい。Ｓｉの含有量が０．０１％未満であると、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にくい。一方、Ｓｉは、易酸化性元素でもあるため、Ｓｉの含有量が０．６％超であると、溶融Ａｌ系めっきを行う際に、濡れ性が低下し、不めっきが生じる可能性がある。従って、Ｓｉは、０．０１％以上、０．６％以下の含有量で添加することがより好ましい。なお、Ｓｉの含有量は０．０５％以上、０．５％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｍｎ：０．０１％以上、３．５％以下）
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸剤として添加されるなど、鋼の精錬過程において不可避的に含まれる元素である。しかしながら、Ｍｎの過度な添加は、鋳造時のＭｎの偏析による品質の均一性を損ない、鋼板が過剰に硬化し、熱間、冷間加工時の延性の低下を招くため、３．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｎの含有量を０．０１％未満に低下させると、Ｍｎを除去する工程やコストが増加するため、Ｍｎの含有量は０．０１％以上が好ましい。よって、Ｍｎは、０．０１％以上、３．５％以下とすることが好ましい。
加えて、Ｍｎは、母材１０１の強化元素の１つであり、焼入れ性を高める元素の１つでもある。さらに、Ｍｎは、不可避的不純物の１つであるＳ（硫黄）による熱間脆性を低く抑えるのにも有効である。そのため、Ｍｎの含有量を０．５％以上とすることにより、焼入れ性向上や、熱間脆性抑制の効果を得ることができる。一方、Ｍｎの含有量が３％超であると、残留γ相が多くなり過ぎて強度が低下するおそれがある。従って、Ｍｎは、０．５％以上、３％以下の含有量で添加されることがより好ましい。なお、Ｍｎの含有量は１％以上、２％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｐ：０．１％以下）
りん（Ｐ）は、不可避的に含有される元素である一方で固溶強化元素でもあり、比較的安価に母材１０１の強度を向上させる元素である。しかしながら、経済的な精錬限界から含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．１％超であると、母材１０１の靭性が低下するおそれがある。従って、Ｐの含有量は、０．００１％以上、０．１％以下であることが好ましい。なお、Ｐの含有量は０．０１％以上、０．０８％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｓ：０．０５％以下）
硫黄（Ｓ）は、不可避的に含有される元素であり、ＭｎＳとして母材１０１中の介在物となって破壊の起点となり、延性や靭性を阻害して加工性劣化の要因となる。このため、Ｓの含有量は低いほど好ましく、含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。一方、Ｓの含有量を低下させるためには製造コストの上昇が見込まれるため、含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。なお、Ｓの含有量は０．０１％以上、０．０２％以下とすることがさらに好ましい。

（Ａｌ：０．００１％以上、０．１％以下）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として母材１０１中に含有される成分であるが、めっき性阻害元素でもある。このため、Ａｌの含有量の上限は０．１％とすることが好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に規定するものではないが、経済的な精錬限界から、例えば０．００１％とすることが好ましい。なお、Ａｌの含有量は０．０１％以上、０．０８％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｎ：０．０１％以下）
窒素（Ｎ）は、不可避的に含有される元素であって、母材１０１の各種の特性を安定化させる観点からは、その含有量を固定することが好ましく、具体的には、Ｔｉ、Ａｌ等の元素の含有量に基づいて固定することが可能である。一方、Ｎの含有量が多過ぎると、Ｔｉ、Ａｌ等の含有量が多くなり、母材１０１の製造コストの増加が見込まれるため、Ｎの含有量の上限は０．０１％とすることが好ましい。

（Ｔｉ：０．００５％以上、０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．０１％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上、２．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上、１．０％以下の１種又は２種以上）
（Ｔｉ：０．００５％以上、０．１％以下）
チタン（Ｔｉ）は、母材１０１の強化元素の１つであり、母材１０１表面に形成されるＡｌ系めっき層１０３の耐熱性を向上させる元素でもある。Ｔｉの含有量が０．００５％未満であると、強度向上効果や耐熱性を十分に得ることができない。一方、Ｔｉは、添加し過ぎると、例えば炭化物や窒化物を形成して、母材１０１を軟質化させるおそれがある。特に、Ｔｉの含有量が０．１％超であると、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は、０．００５％以上、０．１％以下の含有量で添加されることが好ましい。なお、Ｔｉの含有量は０．０３％以上、０．０８％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｂ：０．０００３％以上、０．０１％以下）
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ時に作用して母材１０１の強度を向上させる効果を有する元素である。
Ｂの含有量が０．０００３％未満であると、このような強度向上効果が十分に得られない。一方、Ｂの含有量が０．０１％超であると、母材１０１中に介在物（例えば、ＢＮ、炭硼化物、など）が形成されて脆化し、疲労強度を低下させるおそれがある。従って、Ｂは、０．０００３％以上、０．０１％以下の含有量で添加されることが好ましい。なお、Ｂの含有量は０．００１％以上、０．００８％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｃｒ：０．０１％以上、１．０％以下）
クロム（Ｃｒ）は、Ａｌ系めっき層１０３を合金化してＡｌ−Ｆｅ合金層を形成する際に、Ａｌ系めっき層１０３を母材１０１との界面に生成することで、Ａｌ系めっき層１０３が剥離する原因となるＡｌＮの生成を抑制する効果がある。また、Ｃｒは、耐摩耗性を向上させる元素の一つであり、焼入れ性を高める元素の一つでもある。Ｃｒの含有量が０．０１％未満であると、上記の効果を十分に得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が１．０％超であると、上記の効果が飽和するだけでなく鋼板の製造コストも上昇する。従って、Ｃｒは、０．０１％以上、１．０％以下の含有量で添加されることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量は０．５％以上、１．０％以下とすることがさらに好ましい。

（Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下）
ニッケル（Ｎｉ）は、熱間プレス時の焼き入れ性を向上させる効果がある。また、Ｎｉには母材１０１の耐食性を高める効果もある。ただし、Ｎｉの含有量が０．０１％未満であると、上記の効果を十分に得ることができない。一方、Ｎｉの含有量が５．０％超であると、上記の効果が飽和するだけでなく鋼板の製造コストも上昇する。従って、Ｎｉは、０．０１％以上、５．０％以下の含有量で添加されることが好ましい。

（Ｍｏ：０．００５％以上、２．０％以下）
モリブデン（Ｍｏ）は、熱間プレス時の焼き入れ性を向上させる効果がある。また、Ｍｏには母材１０１の耐食性を高める効果もある。ただし、Ｍｏの含有量が０．００５％未満であると、上記の効果を十分に得ることができない。一方、Ｍｏの含有量が２．０％超であると、上記の効果が飽和するだけでなく鋼板の製造コストも上昇する。従って、Ｍｏは、０．００５％以上２．０％以下の含有量で添加されることが好ましい。

（Ｃｕ：０．００５％以上、１．０％以下）
銅（Ｃｕ）は、熱間プレス時の焼き入れ性を向上させる効果がある。また、Ｃｕには母材１０１の耐食性を高める効果もある。Ｃｕの含有量が０．００５％未満であると、上記の効果を十分に得ることができない。一方、Ｃｕの含有量が１．０％超であると、上記の効果が飽和するだけでなく鋼板の製造コストも上昇する。従って、Ｃｕは、０．００５％以上、１．０％以下の含有量で添加されることが好ましい。

（Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｂ）
なお、本実施形態の母材１０１は、上記の複数の元素に加えて、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、アンチモン（Ｓｂ）等の元素を選択的に添加してもよい。これらの元素についての添加量は、公知の範囲であれば、いずれの添加量についても採用することができる。

（残部）
母材１０１の残部は、鉄（Ｆｅ）と不可避的不純物のみである。不可避的不純物とは、原材料に含まれる成分、或いは製造の過程で混入される成分であって、母材１０１に意図的に含有させた成分ではない成分をいう。

このような成分で形成される母材１０１は、熱間プレスなどによる加熱により焼入れすることで、約１５００ＭＰａ以上の機械的強度を有することができる。このように優れた機械的強度を有する鋼板ではあるが、熱間プレスによって加工すれば、加熱により軟化した状態でプレスを行うことができるので、容易に成形することができる。また、プレス後、高温から冷却された母材１０１は、高い機械的強度を実現でき、ひいては軽量化のために薄くしたとしても機械的強度を維持又は向上させることができる。

［Ａｌ系めっき層１０３］
Ａｌ系めっき層１０３は、母材１０１の少なくとも片面に形成される。Ａｌ系めっき層１０３には、Ｓｉは、溶融めっき時のＦｅ−Ａｌ合金層の生成を抑制する元素として添加されている。Ａｌ系めっき層１０３中のＳｉの含有量が４質量％未満では、溶融めっき時にＦｅ−Ａｌ合金層が成長し過ぎるため、プレス加工時にめっき層割れを助長する。一方、当該Ｓｉの含有量が１２質量％を超えると、表面のＳｉ量を低減させてもＡｌ系めっき層１０３の加工性や耐食性が低下する。従って、Ａｌ系めっき層１０３中のＳｉの含有量は、４質量％以上、１２質量％以下とする。なお、Ａｌ系めっき層１０３中のＳｉの含有量は、４質量％以上、１０質量％以下であることがさらに好ましい。Ａｌ系めっき層１０３は、Ａｌを８５質量％以上含んでいればよい。Ａｌ、Ｓｉ以外の成分は、特に限定しないが、Ｚｎは、熱間プレス前の加熱により蒸発するので、１０質量％以下、あるいは、不可避的不純物量を超える量は含まれないことが好ましい。また、母材中のＦｅとの合金化等により、Ｆｅも含有する。さらに、Ａｌ、Ｓｉ以外は不可避的不純物である、ＪＩＳ４０００系アルミニウム合金等のＡｌ−Ｓｉ系合金（Ａｌ及びＳｉからなるＡｌ合金であって、Ａｌ、Ｓｉ以外は不可避的不純物であるアルミニウム合金）組成が好ましい。
ここでいうＳｉ含有量は平均組成である。

８０質量％以上のＡｌを含むＡｌ系めっき層１０３は、母材１０１の腐食を防止する。また、Ａｌ系めっき層１０３は、熱間プレス前の加熱の際に、鋼板表面にスケール（鉄の酸化物）が生成することを防止する。このため、母材１０１の少なくとも片面にＡｌ系めっき層１０３が存在することで、スケール除去工程、表面清浄化工程及び表面処理工程などを省略することができ、ひいては自動車部品等の生産性を向上させることができる。さらに、Ａｌ系めっき層１０３は、有機系材料による皮膜や、他の金属系材料（例えば、Ｚｎ系材料）による皮膜よりも融点が高いので、熱間プレスの際、高温での加工が可能となる。
さらに、Ａｌ系めっき層の表面にはＡｌ酸化物系の不動態皮膜が生成する。この不動態皮膜は熱間プレス時にＺｎＯがＡｌ系めっき層中の成分によって還元されて消失するのを防止する。

なお、Ａｌ系めっき層１０３に含まれるＡｌの一部は、溶融めっき時や、熱間プレス時に、母材１０１中のＦｅと合金化する。よって、Ａｌ系めっき層１０３は、必ずしも成分が一定である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（合金層）、あるいは、表面より濃度勾配が変化する鋼−アルミニウム傾斜合金層を含むものとなる場合がある。

（めっき付着量）
Ａｌ系めっき層１０３は、付着量が３０ｇ／ｍ²以上である。３０ｇ／ｍ²未満の場合、めっき厚が薄くなり過ぎて、熱間プレス時にスケールが生成してしまい、耐食性が悪化する。より好ましくは５０ｇ／ｍ²以上である。

（Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率）
前述のように、非平衡凝固によって形成されたＡｌ系めっき層１０３の場合、Ｓｉは表面に濃化しやすい。熱間プレス加熱前のめっき段階でめっき表面にＳｉが濃化し、Ｓｉ面積率が高くなると熱間プレスの加熱段階ではＳｉ濃度が高い第２層が生成しやすくなり、第２層が生成すると第１層との腐食回路を形成して塗装後耐食性が悪くなる。
また、熱間プレス加熱前のめっき段階でめっき表面にＳｉが濃化し、Ｓｉ面積率が高くなると、Ａｌ酸化物系の不動態皮膜の生成が不十分となり、熱間プレス時にＡｌ系めっき層中の成分によってＺｎＯが還元され、消失する恐れがある。
従って、Ａｌ系めっき層１０３の表面のＳｉ面積率を１２％以下にすることが必要である。顕著な効果を得るために、より好ましくはＳｉ面積率を８％以下、さらに好ましくは６％以下とする。Ｓｉ面積率の下限は、特に限定されるものでなく、Ｓｉ面積率が０％であることが理想であるが、実用上、１％が実質的な下限である。

Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率は、めっき後、ＥＰＭＡ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｚｅｒ）の面分析や、オージェ電子分光法（ＡｕｇｅｒＥｌｅｃｔｒｏｎＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＡＥＳ）の面分析にて測定することができる。その際、ＥＰＭＡでは、測定機器は日本電子製のＪＸＡ８５００Ｆを使用し、測定点は５００点×５００点、１μｍステップでビーム径は１μｍで測定するのが望ましく、オージェ電子分光法では、ビーム径は１０μｍ以下で測定点は５００点×５００点、１０μｍステップで５ｍｍ×５ｍｍ視野にて測定するのが望ましい。なお、Ｓｉ面積率は表面から深さ方向の非常に薄い領域におけるＳｉ濃度（原子％）から求めることも可能である。後述する表面皮膜層１０７を形成した場合、その後に、Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率を測定する場合は、高周波グロー放電分光分析法（高周波ＧＤＳ）で、表面から深さ方向の定量分析を行って、以下のようにして求めてもよい。

高周波グロー放電分光分析法（高周波ＧＤＳ）では直径４ｍｍの範囲の測定を行うことが望ましい。高周波ＧＤＳにより、めっき成分であるＡｌ、Ｓｉ以外の成分が５元素％となる部分をめっき表面と規定し、その部位での各構成成分の濃度（原子％）を求め、各構成成分の比重と原子量（分子量）よりＳｉの体積分率を算出する。定量組織学の観点から、体積分率は面積率と等しいので、前述のようにして求めたＳｉの体積分率をＳｉ面積率とする。

Ａｌ系めっき層１０３の表面のＳｉ面積率を低下させる方法としては、めっき後に表面をエッチングして、Ｓｉが濃化した部分を除去する方法がある。
例えば、凝固温度の近傍の冷却速度を１０℃／秒とし、Ｓｉを濃化させて、ｐＨ１以下の酸性溶液中で表面のＳｉ濃化共晶を溶解すると、表面のＳｉ面積率を１０％程度に低下させることができる。さらに、凝固時の冷却速度を２０℃／秒にすると、共晶のＳｉ濃度が２０％以上になり、その部分を酸性溶液中で溶解させると、Ｓｉ面積率を８％以下にまで低下させることができる。
めっき後に表面をエッチングして、Ｓｉが濃化した部分を除去する方法としては、硫酸等の酸でＡｌめっき層表面をエッチングする方法が挙げられる。

（厚さ方向のＳｉ濃度分布）
Ａｌ系めっき層１０３は、厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下（好ましくは１２質量％以下）であり、厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下である理由は以下の通りである。

まず、表面のＳｉ面積率が高いと、図６に示すように、表層にＳｉ濃度が高い部分が生じ、熱間プレスの加熱段階で、Ｓｉ濃度が高い第２層が生成しやすくなることは既に述べた。
一方で、図７上段に示すように、表層ではなく、内部にＳｉ濃度が高い部分があっても、その部分が、熱間プレスの加熱段階で、図７下段に示すように、Ｓｉ濃度が高い第２層が生成しやすくなる。
そのため、図８中段に示すように、表面ではなく、内部もＳｉ濃度が高い部分があってはならない。
これが厚さ方向のＳｉ濃度分布を規定する理由である。なお、最小値として、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度を用いる理由は、めっき層と母材の界面が合金化している場合を考慮したためである。
好ましくは、厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が、１．０〜１．５である。
厚さ方向のＳｉ濃度分布は、Ａｌめっき鋼板の垂直断面の組成分析を、ＥＰＭＡ等を用いて行えば求められる。

このような濃度分布を得る方法としては、表面をエッチングする方法が挙げられる。例えば、めっき層中のＳｉが図８上段に示す濃度分布を示すめっき鋼板であれば、表層のＳｉ濃度が１５％以下となる位置までエッチングでめっき層を除去すれば、図８中段に示すような濃度分布となる。この濃度分布では、熱間プレス後も、図８下段に示すように、めっき層中にＳｉ濃度が高い第２層が生成しない。
エッチング液としては、鉄系インヒビターを添加したｐＨ１以下の酸性溶液であれば特に限定しないが、鉄系インヒビターを添加した２モル％濃度以上のＨ₂ＳＯ₄水溶液が挙げられる。ｐＨ１超の酸性溶液の場合、エッチングが進まないか、進んでもエッチングレートが遅すぎて生産性が悪化する恐れがある。
他のエッチング液としては２モル％濃度以上の水酸化ナトリウム水溶液のアルカリ溶液に浸漬してめっきの金属Ａｌ、Ｓｉを溶解し、次に残ったＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層を上記酸性溶液にて溶解する方法が挙げられる。

エッチング時間はＳｉ濃度が高い部分を除去でき、かつ、めっきの付着量が３０ｇ／ｍ²以上となる時間である。具体的には、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、最大値と最小値の比が１．０以上、２．０以下となる深さまでエッチングを行う。例えば、めっき付着量５０ｇ／ｍ²のめっき鋼板を６０℃の１０％硫酸溶液中に３０〜６０秒浸漬処理することで本発明のめっき鋼板を得ることができる。浸漬液の温度や硫酸濃度を制御することで浸漬処理時間を短縮することができる。さらには、めっき表面を研削して表面のＳｉ濃化層を除去しても良い。
Ａｌ系めっき層１０３の内部にＳｉ濃度が高い部分を形成しないようにするためには、めっき浴浸漬後の冷却条件を１５℃／ｓｅｃ以下にする方法もある。

（表面粗さ）
Ａｌ系めっき層１０３は、表面粗さが算術平均粗さでＲａで０．１μｍ以下であるのが好ましい。０．１μｍ超の場合、表面の凹凸が大きくなり過ぎて、部分的に薄い領域が生じ、熱間プレス時にスケールが生成する恐れがある。また、表面皮膜層１０７を設ける場合も、部分的に薄い領域が生じ、表面皮膜層１０７としての効果が充分に得られなくなる。
より好ましくは、表面粗さが算術平均粗さＲａで０．１μｍ以下である。

［表面皮膜層１０７］
熱間プレス時の熱間潤滑性をさらに向上させるために、Ａｌ系めっき鋼板１００のＡｌ系めっき層１０３表面には、ＺｎＯ粒子１０９を含む表面皮膜層１０７を形成する。
表面皮膜層１０７は、たとえば、平均粒径０．１０μｍ以上、５．００μｍ以下のＺｎＯ粒子１０９と、有機樹脂１１１を含有するとともに、上記ＺｎＯ粒子１０９の付着量が金属Ｚｎ換算で０．５ｇ／ｍ²以上、１０．０ｇ／ｍ²以下であることが好ましい。なお、母材１０１の両面にＡｌ系めっき層１０３が形成されている場合には、少なくとも片側の当該めっき層上に表面皮膜層１０７を形成することができる。

表面皮膜層１０７は、例えば、水や有機溶剤などの各種溶剤中に上記の各成分を混合させた液を用いて形成することができる。

（ＺｎＯ粒子１０９）
熱間プレスで良好な熱間潤滑性を得るためには、Ａｌ系めっき層１０３上に、平均粒径０．１０μｍ以上、５．００μｍ以下のＺｎＯ粒子１０９が金属Ｚｎ換算で０．５ｇ／ｍ²以上、１０．０ｇ／ｍ²以下の付着量で形成されていることが好ましい。ＺｎＯ粒子１０９は金型と点接触し、動摩擦係数を低下させて熱間潤滑性を向上させる。しかしながら、ＺｎＯ粒子１０９の平均粒径が０．１０μｍ未満では、プレス加工時にＺｎＯ粒子１０９と金型との接触点が多過ぎるため、熱間潤滑性が十分に向上しない。

一方、ＺｎＯ粒子１０９の平均粒径が５．００μｍを超えると、溶接性が悪化する。ＺｎＯは絶縁性であるが、粒径が小さいときには溶接圧加時につぶれることで通電点を十分確保することができる。しかしながら、ＺｎＯ粒子１０９の平均粒径が大きくなり５μｍを超えると溶接圧加時にＺｎＯ粒子１０９がつぶれにくくなる。その結果、通電点を十分確保することができず、チリが出やすくなるため溶接性が悪化する。

なお、ＺｎＯ粒子１０９の平均粒径の測定方法は、特に限定されない。例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）等によって任意の１０個以上のＺｎＯ粒子１０９を２０００倍で観察して、各粒子の最大粒径を測定し、平均値を算出して求めればよい。或いは、粒度分布測定装置を用いて、ＺｎＯ粒子１０９の平均粒径を求めても良い。

また、表面皮膜層１０７の全てのＺｎＯ粒子１０９の付着量が金属Ｚｎ換算で０．５ｇ／ｍ²未満では、熱間プレス時に十分な潤滑性を得ることができない。

なお、Ａｌ系めっき層１０３上へのＺｎＯ粒子１０９の付着量は、ＸＲＦ（蛍光Ｘ線、Ｘ−ｒａｙＦｌｕｏｒｅｓｃｅｎｃｅ）を用いた検量線法によって測定することができる。
なお、ここでいう付着量とは、熱間プレス時に、コンベアに載せて加熱する前の付着量である。

（有機樹脂１１１）
表面皮膜層１０７の構成要素である有機樹脂１１１は、ＺｎＯ粒子１０９を当該皮膜中に保持するバインダとして機能するものであれば、特に限定されない。有機樹脂１１１は、熱間プレス前の加熱時に燃焼して消失し、その後の処理であるプレス加工や溶接等に影響しないためである。有機樹脂１１１を水系の薬剤とする場合には、ＺｎＯと同様に弱アルカリ性で安定なカチオン樹脂を用いることが好ましく、例えば、カチオン系ウレタン樹脂やカチオン系アクリル樹脂を用いることができる。なお、薬剤中の有機樹脂の濃度（ｇ／ｋｇ）比率については、特に規定しない。また、有機樹脂１１１として使用できる樹脂は、カチオン系ウレタン樹脂（第一工業製薬社製、製品名スーパーフレックス６５０）などである。

有機樹脂１１１にバインダとしての作用を十分に発現させるためには、表面皮膜層１０７全体に対する有機樹脂１１１の含有量を、質量％で、１０％以上、６０％以下とすることが好ましい。上記含有量が１０％未満であると、バインダとしての作用が十分に発現されず、加熱前の塗膜が剥離し易くなる。なお、バインダとしての作用を安定して得るためには、有機樹脂１１１の上記含有量を、１５％以上とすることがより好ましい。一方、有機樹脂１１１の含有量が６０％超であると、加熱時の不快臭の発生が顕著になる。

Ａｌ系めっき層１０３上への表面皮膜層１０７の形成方法は、特に限定されない。表面皮膜層１０７は上記の各主成分を溶解させた水溶液や溶剤を、Ａｌ系めっき層１０３上に、ロールコーターやスプレー等の公知の手法で塗布し、乾燥させることによって、形成することができる。また、表面皮膜層１０７を形成する際には、塗布後の乾燥方法についても特に限定されないが、熱風、ＩＨ（誘導加熱）、ＮＩＲ（近赤外）、通電加熱等の、各方式を用いることができる。さらに、乾燥の際の昇温温度については、バインダである有機樹脂１１１のガラス転移温度（Ｔｇ）を考慮して、適宜設定することが好ましい。

＜製造方法＞
ここで、本発明のＡｌ系めっき鋼板１００の製造方法について、簡単に説明する。
まず、Ｓｉを質量％で６％以上、１５％以下含有するＡｌめっき浴に鋼板を浸漬してめっき層を形成する（めっき工程）。
母材の条件は［母材１０１］で説明した条件と同様である。
次に、浸漬した前記鋼板を冷却する（冷却工程）。冷却は空冷であることが好ましい。気水冷却の場合、表面粗さが大きくなり過ぎ、エッチングの際に除去するめっき量が増えてしまうためである。冷却速度は特に限定しないが、５〜１５℃／ｓｅｃが好ましい。
次に、冷却した前記鋼板をｐＨ１以下の酸性溶液中で浸漬して、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下となるとなる深さまで表層をエッチングする（エッチング工程）。
エッチングの条件を規定する理由は（厚さ方向のＳｉ濃度分布）で説明した通りである。

以上説明したように、本発明のＡｌ系めっき鋼板１００（鋼板）によれば、Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率を抑制することにより、熱間プレスの加熱段階でのＳｉ濃度が高い第２層の生成を抑制し、熱間加工後塗装後耐食性の悪化を防止できる。また、表面皮膜層１０７を付加した本実施形態のＡｌ系めっき鋼板１００によれば、潤滑性に優れる表面皮膜層１０７の存在により、金型への凝着を抑制することができる。仮に、Ａｌ系めっき層１０３が加熱によってパウダリングした場合であっても、潤滑性に優れる表面皮膜層１０７の存在により、後続のプレスに使用される金型にパウダ（Ａｌ−Ｆｅ粉など）が凝着することが抑制される。従って、本実施形態の鋼板を熱間プレスする場合には、金型に凝着したＡｌ−Ｆｅ粉を除去する工程などが不要であり、優れた生産性を実現することができる。

以下、本発明の効果を発明例により具体的に説明する。なお、本発明は、以下の発明例に用いた条件に限定されるものではない。

表１に示す化学成分（残部はＦｅ及び不可避的不純物）の冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を使用し、その両面にゼンジマー法でＡｌ系めっき層１０３を形成した。Ａｌ系めっき層１０３形成時の焼鈍温度は、約８００℃であった。Ａｌ系めっき浴には、質量％でＳｉが０％以上、１９％以下で添加されており、他には母材１０１から溶出したＦｅが含有されていた。インヒビターを添加した塩酸水溶液でＡｌ系めっき層１０３を溶解させて、溶液を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ）によってＡｌ系めっき層１０３のＳｉ量を測定したところ、それぞれ、表２に記載した量であることが確認された。

母材１０１に対するＡｌ系めっき層１０３の付着量を、ガスワイピング法で、片面１６０ｇ／ｍ²に調整した。めっき凝固温度域（凝固温度±２０℃間）での平均冷却速度は、試料番号１乃至１８、２０乃至２２、２４、２５、２８乃至３３は１０℃／秒、試料番号１９、２３は２２℃／秒にて実施した。試料番号１乃至１３は、前記Ａｌ系めっき層１０３を形成後、めっき凝固後の酸洗による溶解処理を行わないものである。一方、試料番号１４乃至２５については、Ａｌ系めっき層１０３が形成された母材１０１を冷却後、１０％の硫酸溶液中に３０秒、試料番号２８は３００秒、試料番号２９は２５０秒、試料番号３０は２００秒、試料番号３１は１５０秒、試料番号３２は１５秒、３３は５秒浸漬した。
試料番号２６は気水冷却とし、ＴｉＯ粒子懸濁液を用いて、粒子による凝固核生成と水溶液での急冷により凝固速度を速め、凝固を促進した。
試料番号２７も気水冷却とし、ＶＯ粒子懸濁液を用いて、粒子による凝固核生成と水溶液での急冷により凝固速度を速め、凝固を促進した。
試料番号３４は蒸留水を用いた気水冷却とした。
なお、Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率はＡＥＳの面分析にて測定した。

その後、表面皮膜層１０７を形成した。表面皮膜層１０７形成に際しては、ＺｎＯ粒子１０９及び有機樹脂１１１を溶剤中に混合して調整した溶液を、Ａｌ系めっき層１０３上に塗布し、到達板温度８０℃で乾燥させた。このようにして、各試験例のＡｌ系めっき鋼板１００を得た。

次に、このようにして製造した各試験例の鋼板の各種特性等を、以下の方法で評価した。

（１）めっき粗度
株式会社東京精密社製三次元粗度計（製品名：サーフコム1900DX-3DF-12）を用いて算術平均粗さＲａを測定した。測定距離は３０ｍｍとして、３箇所の測定点の平均値をめっき粗度とした。

（２）めっき付着量
ＪＩＳＨ８６７２に準じて、めっき前後の各試験例の鋼板の質量を測定し、質量差を試料の面積で除した値をめっき付着量ｇ／ｍ²とした。

（３）Ｓｉ面積率
Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率は、めっき後、日本電子製のＪＸＡ８５００Ｆを使用し、５ｍｍ×５ｍｍの視野で、ＥＰＭＡ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｚｅｒ）の面分析を行った。その際、測定点は５００点×５００点、１０μｍステップでビーム径は１０μｍで測定した。
（４）Ｓｉ濃度
幅５０ｍｍ×長５０ｍｍ切り出した各試験例の鋼板をインヒビター（ヒビロンスギムラ化学工業製 Y-30）を０．５質量％添加した１０％硫酸水溶液に浸漬してめっきを溶解させ、当該溶解液をＩＣＰにて定量分析して検量線法によりＳｉ濃度を測定した。
高周波ＧＤＳにてＳｉ強度をＳｉ濃度に換算した深さ方向プロファイルを採取し、最大値を、めっき中の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値とし、Ｆｅ濃度が４質量％以下の領域での最小値をめっき中のＳｉ濃度分布における最小値とした。最大値と最小値の比を、最大値／最小値として求めた。

（５）合金層厚み
幅１０ｍｍ×長３０ｍｍ切り出した各試験例の鋼板を樹脂埋め込み、断面研磨して長方向の垂直断面を観察した。２０ｍｍ幅において任意の２０点を選び、合金層厚みを測定して２０点の平均値を合金層厚みとした。

（６）合金層剥離率
幅３０ｍｍ×長３００ｍｍの各試験例の鋼板を、引張り試験にてＬ方向伸びが１０％になるように加工後、Ｌ方向中央部より試料を幅１０ｍｍ×長３０ｍｍ切り出して樹脂に埋め込み、断面研磨してＬ方向の垂直断面を観察した。２０ｍｍ幅において点在する合金層剥離部位の幅を合計し、以下の式に示す剥離率にて評価した。
合金層剥離率＝（１００×合金層剥離長さ＜ｍｍ＞合計）／２０＜ｍｍ＞
合金剥離率は１５％未満を合格とした。

（７）ＺｎＯ消失試験
各試験例の鋼板を３０ｍｍφに打ち抜き、７０ｍｍ×７０ｍｍのＳｉＣ製炉内台座に重ね合わせて、９００℃に加熱した５０ｍｍ×５０ｍｍ×７０ｍｍのＳＵＳ３０４ブロックを載せた状態で、９００℃で在炉６分加熱し、取り出した後、直ちにステンレス製金型に挟んで急冷した。加熱前後でのＺｎ付着量をＸＲＦにより測定してＺｎ換算のＺｎ付着量を測定し、Ｚｎ換算のＺｎＯ残存率を算出した。
表４に示す評価では、Ｚｎ残存率で７５％以上、Ｚｎ残存量で０．４０ｇ／ｍ²以上を合格とした。
（８）スポット溶接性
スポット溶接性は、次のように評価した。
作製した各試験例の鋼板を加熱炉内に入れ、９００℃で在炉６分加熱し、取り出した後直ちにステンレス製の金型で挟んで急冷した。このときの冷却速度は、約１５０℃／秒であった。次に、冷却後の各鋼板を３０×５０ｍｍに剪断し、スポット溶接適正電流範囲（上限電流−下限電流）を測定した。測定条件は、以下に示す通りである。下限電流は、ナゲット径３×（ｔ）^０．５となったときの電流値とし、上限電流は、散り発生電流とした。
電流：直流
電極：クロム銅製、ＤＲ（先端６ｍｍφが４０Ｒ）
加圧：４００ｋｇｆ（１ｋｇｆは、９．８Ｎである。）
通電時間：２４０ミリ秒
上記の値は大きいほどスポット溶接性が優れていることを意味し、表４に示す評価では、１．０ｋＡ以上を合格とした。

（９）熱間加工後塗装後耐食性
２００ｍｍ×２００ｍｍの各試験例の鋼板を炉内に挿入して、ＳｉＣ製の炉内台座上に評価面を接触させない向きで設置し、９００℃で在炉６分加熱し、炉から取り出した後、直ちにステンレス製金型（ポンチ径５０ｍｍ、肩Ｒ３ｍｍ、押え圧５００ｋｇ）に挟んで絞り高さ５０ｍｍにカップ加工し、急冷した。このときのフランジ部冷却速度は、約１５０℃／秒であった。次に、冷却後のカップ状の各鋼板を日本パーカライジング（株）社製化成処理液（ＰＢ−ＳＸ３５）で化成処理後、日本ペイント（株）社製電着塗料（パワーニクス１１０）を膜厚が２０μｍとなるように塗装し、１７０℃で焼き付けた。なお、９００℃に設定した大気炉内に熱電対を溶接した７０ｍｍ×１５０ｍｍの各鋼板を挿入し、９００℃になるまでの温度を計測し、平均昇温速度を算出したところ、５℃／秒であった。
塗装後耐食性評価は、自動車技術会制定のＪＡＳＯＭ６０９に規定する方法で行った。即ち、塗膜に予めアクリルカッターでクロスカットを入れ、腐食試験１８０サイクル（６０日）後のクロスカットからの塗膜膨れの幅（片側最大値）を計測した。
熱間加工後塗装後耐食性は７ｍｍ未満を合格とした。
以上の結果を表２に示す。

結果について表２に示した。表２から明らかなように、試料番号１４乃至２５、３１では、Ａｌ系めっき層１０３に含まれるＳｉ量の平均値が、６％以上で、合金層の厚みが薄くなり、その結果、合金層剥離率が１５％未満と加工性が良好となった。さらに、Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率が１２％以下、めっき付着量が３０ｇ／ｍ²以上、、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、めっき中の厚さ方向のＳｉ濃度の最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下の領域での最小値の比が１．０以上、２．０以下であったため、熱間加工後塗装後耐食性が７ｍｍ未満となり、良好な結果が得られていることが判る。
また、熱間プレス後にＺｎＯが消失せず、溶接性も優れていた。

これに対し、試料番号１乃至３は、Ａｌ系めっき層１０３に含まれるＳｉ量の平均値が、６％未満で、合金層の厚みが厚くなり、その結果、合金層剥離率が１５％を超え、加工性が不良となった。また、試料番号４乃至１３は、Ａｌ系めっき層１０３表面のＳｉ面積率が１２％を超えているため、熱間加工後塗装後耐食性について、良好な結果が得られていないことが判る。試料番号２６、２７は気水冷却を行ったために、表面粗さが大きくなり過ぎ、塗装後耐食性が悪化した。
試料番号２８、２９、３０はめっき層が酸洗で除去されたため、加熱時にスケールが生成し、溶接性と塗装後耐食性が悪化した。
試料番号３２は厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が大きすぎて塗装後耐食性が不合格となった。
また、試料番号４乃至１３、２６、２７、３３、３４は、めっき中の厚さ方向のＳｉ濃度の最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下の領域での最小値の比が２．０超であったため、熱間プレス後に熱間プレス時に第２層を形成してしまい、塗装後耐食性が悪化した。
なお、実施例１乃至３は、めっき中の厚さ方向のＳｉ濃度の最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下の領域での最小値の比が２．０超であったが、めっき中のＳｉ濃度の平均値が低かったため、第２相は形成しなかった。ただし、合金層が剥離してしまった。

本発明によれば、Ａｌ系めっき鋼板１００について、加工性及び熱間プレス時の耐食性を十分に発現することができる。従って、本発明は、特に、自動車部品の分野において有用である。

１００…Ａｌ系めっき鋼板
１０１…母材
１０３…Ａｌ系めっき層
１０７…表面皮膜層
１０９…ＺｎＯ粒子
１１１…有機樹脂

Claims

Ａｌ系めっき層に含まれるＡｌの平均組成が質量％で８５％以上、Ｓｉが質量％で４％以上１２％以下であり、めっき付着量が３０ｇ／ｍ²以上、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下であることを特徴とするＡｌ系めっき鋼板。
前記Ａｌ系めっき層の表面粗さが算術平均粗さＲａで０．１μｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載のＡｌ系めっき鋼板。
前記Ａｌ系めっき層は、厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０〜１．５であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載のＡｌ系めっき鋼板。
前記Ａｌ系めっき層の上に設けられ、ＺｎＯ粒子と、有機樹脂とを含有し、前記ＺｎＯ粒子の付着量が金属Ｚｎ換算で０．５ｇ／ｍ²以上、１０．０ｇ／ｍ^２以下である表面皮膜層を備えることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載のＡｌ系めっき鋼板。
Ｓｉを質量％で６％以上、１５％以下含有するＡｌめっき浴に鋼板を浸漬してめっき層を形成するめっき工程と、
浸漬した前記鋼板を冷却する冷却工程と、
冷却した前記鋼板をｐＨ１以下の酸性溶液中で浸漬して、めっき表面のＳｉ面積率が１２％以下、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値が、質量％で１５％以下で、Ａｌ系めっき層の厚さ方向のＳｉ濃度分布における最大値と、Ｆｅ濃度が４質量％以下でのＳｉ濃度の最小値の比が１．０以上、２．０以下となる深さまで表層をエッチングするエッチング工程と、
を実施することを特徴とする、Ａｌ系めっき鋼板の製造方法。