JPWO2019111931A1 - アルミ系めっき鋼板、アルミ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明の一態様に係るアルミ系めっき鋼板は、母材と、母材の上方に位置するアルミ系めっき層と、母材とアルミ系めっき層との間に位置し、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む金属間化合物層と、を備え、母材は所定範囲内の化学成分を有し、アルミ系めっき層は、平均で、８０質量％以上９７質量％以下のＡｌと、３質量％以上１５質量％以下のＳｉと、０質量％以上５質量％以下のＺｎと、０質量％以上５質量％以下のＦｅと、合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上と、不純物と、を合計で１００質量％となるように含有し、金属間化合物層の厚みの平均値が、２μｍ以上１０μｍ以下であり、金属間化合物層の厚みの最大値が、１０μｍ以上２５μｍ以下であり、金属間化合物層の厚みの標準偏差が、２μｍ以上１０μｍ以下である。

Description

本発明は、アルミ系めっき鋼板、アルミ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法に関する。
本願は、２０１７年１２月５日に、日本に出願された特願２０１７−２３３６２０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、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）などにおいて、高強度と高成形性とを両立する鋼板が望まれている。かかる高強度と高成形性とを両立する鋼板に対応するものの１つとして、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。かかるＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板を製造することが可能である。しかしながら、ＴＲＩＰ鋼を用いた場合であっても、さらなる高強度（例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度）を実現しながら成形性を確保することは困難であり、且つ、成形後の形状凍結性が悪く成形品の寸法精度が劣るという問題がある。

上記のようなＴＲＩＰ鋼を用いた成形は室温付近で成形する工法（いわゆる冷間プレス工法）であるのに対し、最近注目を浴びている工法としてホットスタンプ（熱間プレス、ホットプレス、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）工法がある。かかるホットスタンプ工法は、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域まで加熱した直後に熱間でプレスすることによって成形性を確保するとともに、下死点保持の間に金型で急冷して材料を焼入れることで、プレス後に所望の高強度の材質を実現する部品の製造方法である。本工法によれば、成形後の形状凍結性にも優れた自動車用部品を得ることができる。

ホットスタンプ工法は、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、一般に、大きく分けて２つの課題があるとされている。第１の課題は、加熱時のスケールに関する課題である。ホットスタンプは、通常、大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、かかる加熱の際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成する。そのため、スケールを除去する工程が必要となり、生産性が低下する。第２の課題は、加熱時間に伴う生産性低下に関する課題である。電気炉やガス炉等での炉加熱の場合、通常常温から９００℃程度まで昇温する際の平均昇温速度は３〜５℃／秒であるため、加熱するまでに１８０〜２９０秒を要し、ホットスタンプ工法により成形可能な部品の個数は１〜３個／分程度と、非常に生産性が低かった。

上記第１の課題であるスケールに関する課題を改善し、且つ、ホットスタンプ成形品の耐食性を高めた技術として、例えば以下の特許文献１〜特許文献３においては、ホットスタンプ用の鋼板としてアルミ系めっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている。

また、上記第２の課題である加熱時間に伴う生産性低下の課題を改善するために、アルミめっきの加熱効率を向上させる技術として、例えば以下の特許文献４及び特許文献５では、アルミめっきの加熱時に生じるＡｌとＦｅの合金化反応が表面まで達すると昇温速度が増加する点に着目した技術が提案されている。

より具体的には、以下の特許文献４では、アルミめっきのめっき層厚みを減少させることで、加熱効率の課題を解決している。

また、以下の特許文献５では、ホットスタンプ前に、ボックス型焼鈍炉内において、アルミめっき鋼板のコイルをアルミめっきの融点以下の温度で一定時間予め保持し、ＡｌとＦｅの合金化反応を進めることで加熱効率の課題を解決している。

日本国特開平９−２０２９５３号公報 日本国特開２００３−１８１５４９号公報 日本国特開２００３−４９２５６号公報 日本国特開２０１０−７０８００号公報 日本国特願２０１０−５１９８４２号公報

以上説明したように、ホットスタンプ時のスケールの問題を解決し、且つ、耐食性も兼ね備えた材料として、アルミ系めっき鋼板は有望視されている。

しかしながら、上記特許文献１〜特許文献３に開示されている技術では、上記第１の課題である加熱時のスケールの生成を抑制することでスケール除去工程を省略して、生産性を向上させることはでき得るものの、上記第２の課題である加熱時間に伴う生産性低下の問題は、解決できない。

また、上記特許文献４に開示されている技術では、上記第２の課題である加熱時間に伴う生産性低下の問題は解決できるものの、上記第１の課題であるスケールの抑制が不十分となる結果スケール除去工程を設ける必要が生じるため、生産性が低下してしまう。加えて、めっき層厚みを薄くしているために、耐食性が低下するという問題がある。

更に、上記特許文献５に開示されている技術では、ホットスタンプにおける加熱時間は短縮できるものの、アルミめっき鋼板のコイルをボックス型焼鈍炉内で予め加熱するという工程が追加されるため、製造工程が増加してしまう。また、ＡｌとＦｅの合金化反応で形成されるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、一般に高硬度である。そのため、スキンパス圧延やコイル巻取り時の延び・曲げ加工を受ける場合や、ホットスタンプ前のブランク切断時の端面などの加工を受ける箇所で、めっきが剥離して耐食性が低下するという問題がある。

このように、優れた耐食性を実現しつつ、製造工程の増加を招くことなくホットスタンプ工法の加熱時間に起因する生産性を更に向上させることが可能なアルミ系めっき鋼板が、希求されている状況にある。

そこで、本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、その目的は、優れた耐食性を実現しつつ、製造工程の増加を招くことなくホットスタンプ工法の加熱時間に起因する生産性を更に向上させることが可能な、アルミ系めっき鋼板、アルミ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法を提供することにある。

本発明の要旨とするところは、次の通りである。
（１）本発明の一態様に係るアルミ系めっき鋼板は、母材と、前記母材の上方に位置するアルミ系めっき層と、前記母材と前記アルミ系めっき層との間に位置し、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む金属間化合物層と、を備え、前記母材は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１０％以上２．０００％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｃｒ：０．０１０％以上２．０００％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｎ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上３％以下、Ｍｏ：０％以上３％以下、Ｖ：０％以上２％以下、Ｔｉ：０％以上０．５％以下、Ｎｂ：０％以上１％以下、Ｎｉ：０％以上５％以下、Ｃｕ：０％以上３％以下、Ｓｎ：０％以上０．１％以下、及びＳｂ：０％以上０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記アルミ系めっき層は、平均で、８０質量％以上９７質量％以下のＡｌと、３質量％以上１５質量％以下のＳｉと、０質量％以上５質量％以下のＺｎと、０質量％以上５質量％以下のＦｅと、合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上と、不純物と、を合計で１００質量％となるように含有し、前記金属間化合物層の厚みの平均値が、２μｍ以上１０μｍ以下であり、前記金属間化合物層の厚みの最大値が、１０μｍ以上２５μｍ以下であり、前記金属間化合物層の厚みの標準偏差が、２μｍ以上１０μｍ以下である。
（２）上記（１）に記載のアルミ系めっき鋼板は、前記母材と前記金属間化合物層との界面から前記母材の中心方向に向かって５μｍまでの範囲内に、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｃｒ酸化物及びＢ酸化物からなる群から選択される１種以上を、合計で１質量％以上１０質量％以下含有する酸化物含有領域を有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載のアルミ系めっき鋼板は、前記アルミ系めっき層は、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される１種以上を合計で０．０１質量％以上３質量％以下含有してもよい。
（４）本発明の別の態様に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法は、上記（１）〜（３）の何れか一項に記載のアルミ系めっき鋼板の製造方法であって、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る工程と、前記熱延鋼板を巻き取る工程と、前記熱延鋼板を酸洗する工程と、前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、前記冷延鋼板に連続的に焼鈍処理及び溶融アルミ系めっき処理をする工程と、を備え、前記鋼スラブの成分は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１０％以上２．０００％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｃｒ：０．０１０％以上２．０００％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｎ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上３％以下、Ｍｏ：０％以上３％以下、Ｖ：０％以上２％以下、Ｔｉ：０％以上０．５％以下、Ｎｂ：０％以上１％以下、Ｎｉ：０％以上５％以下、Ｃｕ：０％以上３％以下、Ｓｎ：０％以上０．１％以下、及びＳｂ：０％以上０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記巻き取りでの鋼板巻取り温度ＣＴを、７００℃以上８５０℃以下とし、前記冷間圧延の後の前記冷延鋼板の表面の算術平均粗さＲａを、０．５μｍ以上５μｍ以下とし、前記溶融アルミ系めっき処理におけるめっき浴は、８０質量％以上９７質量％以下のＡｌと、３質量％以上１５質量％以下のＳｉと、不純物と、０質量％以上５質量％以下のＺｎと、０質量％以上５質量％以下のＦｅと、合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上と、を合計で１００質量％となるように含有する。
（５）上記（４）に記載のアルミ系めっき鋼板の製造方法では、前記焼鈍処理において、板温度６５０℃以上９００℃以下の範囲の焼鈍雰囲気の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との関係式ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）の値を、−３以上−０．５以下とし、前記板温度における焼鈍時間を、６０秒以上５００秒以下としてもよい。
（６）上記（４）又は（５）に記載のアルミ系めっき鋼板の製造方法では、前記めっき浴は、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される１種以上を、合計で０．０１質量％以上３質量％以下含有してもよい。
（７）本発明の別の態様に係る自動車用部品の製造方法は、上記（１）〜（３）の何れか１項に記載のアルミ系めっき鋼板を、８５０℃以上まで加熱する工程と、前記アルミ系めっき鋼板を金型によりプレス成型する工程と、前記アルミ系めっき鋼板を前記金型により３０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する工程と、を備える。

本発明によれば、優れた耐食性を実現しつつ、製造工程の増加を招くことなくホットスタンプ工法の加熱時間に起因する生産性を更に向上させることが可能な、アルミ系めっき鋼板、アルミ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法を提供することができる。

本発明の実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の構成の一例を示した模式図である。 同実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の他の構成例を示した模式図である。 同実施形態に係るアルミ系めっき鋼板について、表面付近の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察して得られた二次電子像の例である。 従来技術のアルミ系めっき鋼板について、表面付近の断面をＳＥＭで観察して得られた二次電子像の例である。 同実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の金属間化合物層について、表面付近の断面の二次電子像に基づく、各箇所における厚みの平均値、厚みの最大値、厚みの標準偏差の実測例である。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。そして本発明者らは、アルミ系めっきの加熱効率を阻害する要因として、加熱中の昇温速度に着目した。その結果、昇温速度は室温から７５０℃程度までが特に遅く、一方、７５０℃以上では昇温速度が速くなることが分かった。かかる現象の原因は定かではないが、昇温速度が変化する温度が、ほぼ金属Ａｌの融点である６６０℃に近い値であることから、以下のように推定される。すなわち、Ａｌは、元来放射率が低いことに加え、めっきの融点〜７５０℃までの温度域では、Ａｌが溶融することでめっき表面が平滑化し、更に放射率が低下するものと考えられる。一方で、７５０℃以上の温度域では、ＡｌとＦｅとの合金化反応が促進されることで、アルミ系めっきの表面までＡｌとＦｅとの金属間化合物が形成され、その結果放射率が向上し、熱の吸収が改善されるためと考えられる。なお、後述するように「ＡｌとＦｅとの金属間化合物」とは、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物のみならず、例えばＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系金属間化合物等の、Ｆｅ及びＡｌ以外の元素を含有する金属間化合物も包含する概念である。

ＡｌとＦｅとの金属間化合物が形成されると放射率が向上することを示唆する事実として、以下の現象が挙げられる。アルミ系めっきの表面外観に関して、加熱前は外観が金属光沢を有した銀白色であるのに対し、アルミ系めっきの表面までＡｌとＦｅとの金属間化合物が形成されると、外観が黒みを帯びた色に変化して、金属光沢が無くなる。

以上のような知見から、本発明者らは、アルミ系めっき中にＡｌとＦｅとの金属間化合物をホットスタンプ前に多量に形成させておき、短時間でアルミ系めっきの表面までＡｌとＦｅとの合金化反応を進展させることにより、ホットスタンプ中の鋼板昇温速度を改善し、加熱効率を高めることが有効であると考えた。ここで、溶融アルミめっき法の一つであるゼンジマー式の溶融アルミめっき法は、アルミ系めっき層と母材との界面にＡｌとＦｅとの金属間化合物層を形成させることができる。そのため、ゼンジマー式の溶融アルミ系めっき法を用いることで、上記のようなＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む金属間化合物層を、ホットスタンプ加熱前から多量に形成することができると考えた。

一方で、ＡｌとＦｅとの金属間化合物は硬質であるので、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を多量に形成すると、金属間化合物層が破壊されやすくなってしまい、めっき密着性に問題が生じる。そこで、本発明者らはこの問題の解決策についてさらなる検討を重ねた。その結果、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む金属間化合物層の厚みに関して、全体的には過度に厚くすることを抑制し、且つ、局所的には厚い部分を一定の割合で形成させることにより、ホットスタンプ前のアルミ系めっき鋼板のめっき密着性を確保しながら、短時間でアルミ系めっきの表面までＡｌとＦｅとの合金化反応を進展されられることを見出した。これにより、めっき密着性の問題を解決し、更に、加熱効率を促進させることができる。

なお、一般に、鋼板の板厚が薄いほど、ホットスタンプ時の加熱過程における加熱速度は速くなり、加熱効率は増加する。同様に、アルミ系めっき層の厚みが薄いほど、めっきの合金化時間（表面が金属光沢のない黒色になり熱吸収効率が向上するまでの時間）が短くなるため、ホットスタンプ時の加熱効率は向上する。ここで、本実施形態で言う「優れた加熱効率」とは、同一温度条件、同一板厚及び同一厚みのアルミ系めっき層を有する鋼板において、従来技術より加熱効率が優れていることを指す。

以下に、添付した図面を参照しながら、かかる知見に基づき完成された本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

先立って簡単に言及したように、ホットスタンプ時のスケールの問題を解決し、且つ、耐食性も兼ね備えた材料として、アルミ系めっき鋼板は有望視されている。ホットスタンプ時の加熱効率が低いことによる生産性低下に対し、アルミ系めっき層厚みを確保し、鋼板の製造工程の増加も無く、且つ、ホットスタンプ時の加熱効率を高めたアルミ系めっき鋼板が希求されている状況にある。

かかる点に鑑み、以下で詳述する本発明の実施形態は、ホットスタンプ用の溶融アルミ系めっき鋼板及びその製造方法と、自動車用部品の製造方法に関するものであり、特に、ホットスタンプの加熱効率に優れたアルミ系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。

［アルミ系めっき鋼板について］
＜アルミ系めっき鋼板の全体構造＞
以下では、図１及び図２を参照して、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の全体構造を説明する。図１は、本発明の実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の一例を示した模式図であり、かかるアルミ系めっき鋼板を厚み方向に切断した断面を示している。図２は、本実施形態のアルミ系めっき鋼板の他の構成例を表した模式図である。

図１に示すように、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板は、母材１と、母材１の片面の上方に位置しているアルミ系めっき層２と、母材１とアルミ系めっき層２との間に位置している金属間化合物層３と、を有する。また、図２に示すように、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板は、母材１の片面の上方に位置しているアルミ系めっき層２と、母材１とアルミ系めっき層２との間に位置している金属間化合物層３とを有しており、更に、母材１内部の、母材１と金属間化合物層３との界面付近に、酸化物含有領域４を有していることが好ましい。

なお、図１及び図２では、母材の片面に、上記のようなアルミ系めっき層２、金属間化合物層３、及び、酸化物含有領域４が存在する場合について図示したが、母材の両方の面に、上記のようなアルミ系めっき層２、金属間化合物層３、及び、酸化物含有領域４が存在してもよい。

＜母材１について＞
以下では、まず、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板が有する母材１について、詳細に説明する。
ホットスタンプ工法が金型によるプレス加工と焼入とを同時に行う工法であることから、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の母材１の化学成分は、焼入れ性の良い成分系であることが好ましい。以下では、本実施形態に係る母材の化学成分について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、特に断りのない限り、成分についての「％」は、「質量％」を意味する。

上記のような観点から、本実施形態に係る母材１の化学成分は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１％以下、を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物を含む。また、本実施形態に係る母材１の化学成分は、任意に、質量％で、Ｎ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上３％以下、Ｍｏ：０％以上３％以下、Ｖ：０％以上２％以下、Ｔｉ：０％以上０．５％以下、Ｎｂ：０％以上１％以下、Ｎｉ：０％以上５％以下、Ｃｕ：０％以上３％以下、Ｓｎ：０％以上０．１％以下、及びＳｂ：０％以上０．１％以下からなる群から選択される一種以上を含んでもよい。

（Ｃ：０．１５％以上０．５０％以下）
本実施形態に則してホットスタンプ工法で得られる成形品は、例えば１０００ＭＰａ以上という高強度を有するものであり、その成形品の組織は、ホットスタンプ後に急冷することでマルテンサイトを主体とする組織に変態させることが要求される。炭素（Ｃ）の含有量が０．１５％未満では、焼入れ性が低下して強度が不足する。一方、Ｃの含有量が０．５０％を超えると、鋼板の靭性の低下が著しく、加工性が低下する。そのため、Ｃの含有量は、０．１５％以上０．５０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．２０％以上、０．２５％以上、又は０．２８％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．４０％以下、０．３５％以下、又は０．３０％以下である。

（Ｓｉ：０．０１０％以上２．０００％以下）
ケイ素（Ｓｉ）の含有量が０．０１０％未満である場合、焼入れ性及び疲労特性が劣る。一方、ＳｉはＦｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）であるため、連続焼鈍めっきラインにおいてＳｉの含有量が２．０００％を超えると、焼鈍処理中に安定なＳｉ系酸化皮膜が鋼板表面に形成されて、溶融Ａｌめっきの付着性を阻害し、不めっきを生じる。そのため、Ｓｉの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以上、又は０．３００％以上である。Ｓｉの含有量は、好ましくは１．０００％以下、０．８００％以下、又は０．６００％以下である。

（Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下）
マンガン（Ｍｎ）は、鋼板の焼入れ性を高め、更に、鋼板に混入しうるＳに起因する熱間脆性を抑制可能な元素である。Ｍｎの含有量が０．３％未満である場合には、焼入れ性が低下して強度が不足する。一方、Ｍｎの含有量が５．０％を超える場合には、焼入れ後の衝撃特性が低下する。そのため、Ｍｎの含有量は、０．３％以上５．０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．５％以上、０．８％以上、又は１．０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは４．０％以下、３．０％以上、又は２．０％以下である。

（Ｃｒ：０．０１０％以上２．０００％以下）
クロム（Ｃｒ）は、鋼板の焼入れ性を高める効果を奏する元素であるが、Ｃｒの含有量が０．０１０％未満である場合には、上記のような焼入れ性向上効果を得ることができずに強度が不足する。一方、Ｃｒは、Ｆｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）であるため、Ｃｒの含有量が２．０００％を超える場合には、焼鈍処理中に安定なＣｒ系酸化皮膜が鋼板表面に形成されてしまい、溶融Ａｌめっきの付着性を阻害して不めっきを生じる。そのため、Ｃｒの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．１００％以上、０．４００％以上、又は０．８００％以上である。Ｃｒの含有量は、好ましくは１．６００％以下、１．４００％以下、又は１．０００％以下である。

（Ｐ：０．１％以下）
リン（Ｐ）は、固溶強化元素でもあり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができる。ここで、Ｐの含有量が０．１％を超える場合には、靭性を低下させるなどの悪影響が出てしまうため、Ｐの含有量は、０．１％以下とする。一方、Ｐは本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板において必要とされないので、Ｐの含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。Ｐの含有量を０．００１％未満とする場合には、精錬限界上から経済的ではないため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは、０．０１％以下又は０．００５％以下である。

（Ｓ：０．１％以下）
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳとして鋼中の介在物になる。ここで、Ｓの含有量が０．１％を超える場合には、ＭｎＳが破壊の起点となり、延性及び靭性が低下して、加工性が低下するため、Ｓの含有量は、０．１％以下とする。一方、Ｓは本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板において必要とされないので、Ｓの含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。Ｓの含有量を０．００１％未満とする場合には、精錬限界上から経済的ではないため、Ｓの含有量を０．００１％以上としてもよい。Ｓの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは、０．０１％以下、又は０.００５％以下である。

（Ａｌ：０．５％以下）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として鋼中に含有される。Ａｌは、Ｆｅよりも易酸化性元素であるため、Ａｌの含有量が０．５％を超える場合には、焼鈍処理中に安定なＡｌ系酸化皮膜が鋼板表面に形成されてしまい、溶融Ａｌめっきの付着性を阻害し不めっきを生じる。そのため、Ａｌの含有量は、０．５％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。Ａｌの含有量を０．０１％未満とする場合には精錬限界上から経済的ではないため、Ａｌ含有量を０．０１％以上としてもよい。Ａｌの含有量は、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは、０．１％以下、又は０．０８％以下である。

（Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下）
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０００２％以上含有させることで、焼入れ性が向上する。但し、０．０１００％を超えてＢを含有させた場合、上記の焼入れ性向上効果は飽和する。また、Ｂが過剰に含有されると、鋳造欠陥や熱間圧延時の割れを生じさせるなど、製造性が低下する。そのため、Ｂの含有量は、０．０００２％以上０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００３０％以上である。Ｂの含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００７０％以下、又は０．００６０％以下である。

続いて、以下に、母材１中に選択的に含有させることができる成分について、詳細に説明する。ただし、以下に説明する母材１の任意成分を用いることなく、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板はその課題を解決することができる。従って、母材１の任意成分の含有量の下限値は全て０％である。

（Ｎ：０％以上０．０１％以下）
窒素（Ｎ）は、特性の安定化の観点からは固定することが望ましく、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＡｌ等を用いて固定することが可能である。Ｎの含有量が増加すると、Ｎの固定用に含有させる元素の含有量が多量となり、コストアップを招くことになる。そのため、Ｎの含有量は、０．０１％以下であることが好ましい。Ｎの含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。

（Ｗ、Ｍｏ：それぞれ０％以上３％以下）
タングステン（Ｗ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、それぞれ焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上含有させることで、焼入れ性を向上させる効果を発揮する。一方、Ｗ及びＭｏの含有量がそれぞれ３％を超える場合には、上記効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｗ及びＭｏの含有量は、それぞれ、０．０１％以上３％以下とすることが好ましい。Ｗ及びＭｏの含有量は、より好ましくは、それぞれ０．０５％以上である。Ｗ及びＭｏの含有量は、より好ましくは、それぞれ１％以下である。

（Ｖ：０％以上２％以下）
バナジウム（Ｖ）は、焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上含有させることで、焼入れ性を向上させる効果を発揮する。但し、２％を超えてＶを含有させた場合には、かかる効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｖの含有量は、０．０１％以上２％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。Ｖの含有量は、より好ましくは、１％以下である。

（Ｔｉ：０％以上０．５％以下）
チタン（Ｔｉ）は、Ｎ固定の観点から含有させることができ、質量％にてＮの含有量の約３．４倍含有させることが好ましい。Ｎの含有量は、低減させたとしても１０ｐｐｍ（０．００１％）程度となることが多いため、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｔｉを過剰に含有させた場合、焼入れ性を低下させ、また、強度の低下を招く。このような焼き入れ性及び強度の低下は、Ｔｉの含有量が０．５％を超えると顕著となるため、Ｔｉの含有量の上限は、０．５％とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは、０．０１％以上である。Ｔｉの含有量は、より好ましくは、０．１％以下である。

（Ｎｂ：０％以上１％以下）
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎ固定の観点から含有させることができ、質量％にてＮの含有量の約６．６倍含有させることが好ましい。Ｎの含有量は、低減させたとしても１０ｐｐｍ（０．００１％）程度となることが多いため、Ｎｂの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。一方、Ｎｂを過剰に含有させた場合、焼入れ性を低下させ、また、強度の低下を招く。このような焼き入れ性及び強度の低下は、Ｎｂの含有量が１％を超えると顕著となるため、Ｎｂの含有量の上限は、１％とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは、０．０２％以上である。Ｎｂの含有量は、より好ましくは、０．１％以下である。

また、母材１中の化学成分として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等が含有されていても、本発明の効果は阻害されるものではない。

（Ｎｉ：０％以上５％以下）
ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性に加え、耐衝撃特性改善に繋がる低温靭性の観点で有用な元素であり、０．０１％以上含有させることで、かかる効果が発揮される。但し、５％を超えて含有させたとしても、上記のような効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｎｉを、０．０１％以上５％以下の範囲で含有させてもよい。

（Ｃｕ：０％以上３％以下）
銅（Ｃｕ）は、焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であり、０．０１％以上含有させることで、かかる効果が発揮される。但し、３％を超えて含有させたとしても、上記のような効果は飽和し、また、コストも上昇する。また、過剰なＣｕは、鋳片性状の劣化や熱間圧延時の割れや疵の発生を生じさせる。そのため、Ｃｕを、０．０１％以上３％以下の範囲で含有させてもよい。

（Ｓｎ、Ｓｂ：それぞれ０％以上０．１％以下）
スズ（Ｓｎ）及びアンチモン（Ｓｂ）は、いずれもめっきの濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であり、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れか一方を０．００５％以上含有させることで、上記のような効果が発揮される。一方、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れか一方を０．１％を超えて含有させた場合、製造時に疵が発生しやすくなったり、また、靭性の低下を引き起こしたりする。そのため、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れか一方の含有量は、０．１％以下であることが好ましい。

（その他の成分について）
その他の成分については、特に規定するものではないが、Ｚｒ、Ａｓ等の元素がスクラップから混入する場合がある。しかしながら、混入量が通常の範囲であれば、本実施形態に係る母材１の特性には影響しない。
母材１の化学成分の残部は鉄及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

以上、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板が備える母材１について、詳細に説明した。

＜アルミ系めっき層２について＞
アルミ系めっきとは、アルミめっき、及びアルミを主成分とする合金めっきを意味する。また、アルミ系めっき層２とは、アルミ系めっきから構成され、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を含まないめっき層である。本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板において、アルミ系めっき層２は、少なくとも、平均で８０％以上９７％以下のＡｌと、３％以上１５％以下のＳｉと、不純物とを、合計が１００％となるように含有する層である。アルミ系めっき層２は、上記Ａｌ及びＦｅに加え、合計が１００％となる条件下、平均で、０質量％以上５質量％以下のＺｎと、０質量％以上５質量％以下のＦｅと、合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上とを含有してもよい。以下では、かかるアルミ系めっき層２について、詳細に説明する。なお、本実施形態に係るアルミ系めっき層２の化学成分の濃度分布は、厚さ方向に傾斜していることが通常であるが、本実施形態ではその化学成分は平均値によって規定される。以下、特に断りがない限り、アルミ系めっき層２の化学成分を示す値は、アルミ系めっき層２全体における平均値である。

（アルミ系めっき層２の形成方法について）
アルミ系めっき層２は、ホットスタンプの加熱工程において母材への酸化スケールの発生を抑制したり、プレス成形後の腐食を抑制したりすることを目的に、形成される。かかるアルミ系めっき層２の形成方法としては、溶融めっき法を初めとして、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等の各種の形成方法が挙げられる。現在、工業上低コストであることから最も普及しているめっき法は溶融めっき法であり、かかる溶融めっき法がアルミ系めっき層２の形成に好ましく用いられる。以下に、溶融めっき法を例にとり、本実施形態に係るアルミ系めっき層２について、詳細に説明する。

（Ａｌ：８０％以上９７％以下）
本実施形態に係るアルミ系めっき層２は、Ａｌを８０％以上含有する。Ａｌは、融点が６６０℃、沸点が２４７０℃であり、他のめっき種として代表的な亜鉛（Ｚｎ：融点４１９．５℃、沸点９０７℃）の融点、沸点、およびＳｎ（融点２３１．９℃、沸点２６０３℃）の融点に比べて、高い。そのため、プレス前に加熱工程を有するホットスタンプのために用いられる鋼材のめっきに求められる、母材への酸化スケール生成の抑制、及び、加熱工程における設備へのめっき成分付着による汚染の抑制、という観点で、アルミ系めっきはＺｎ及びＳｎよりも優れている。また、ホットスタンプでは加熱工程の直後に高温でプレス成形が施されるため、Ｚｎめっき処理において発生する液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）が抑制される点でも、Ａｌ系めっきはホットスタンプ用鋼材のめっきとして優れている。以上のような母材への酸化スケール発生の抑制、設備汚染の抑制、及び、ＬＭＥ抑制の観点から、アルミ系めっき層３におけるＡｌ含有量は、８０％以上とする。また、後述するように、本実施形態に係るアルミ系めっき層２においてＳｉの含有量は３％以上であるため、アルミ系めっき層３におけるＡｌ含有量の上限値は、９７％である。従って、本実施形態に係るアルミ系めっき層２において、Ａｌの含有量は、８０％以上９７％以下である。Ａｌの含有量は、好ましくは８２％以上、８４％以上、又は８６％以上である。Ａｌの含有量は、好ましくは９５％以下、９３％以下、又は９０％以下である。

（Ｓｉ：３％以上１５％以下）
本実施形態に係るアルミ系めっき層２は、Ａｌ以外の成分として、更に、Ｓｉを３％以上１５％以下含有する。溶融めっき法において溶融Ｓｉをめっき液に含有させることで、アルミ系めっき処理時に生成されるＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む金属間化合物層３の厚みを、制御することができる。Ｓｉ含有量が３質量％未満である場合には、Ａｌめっきを施す段階で金属間化合物層３が厚く成長してしまい、加工時においてめっき層の割れを助長して、耐食性に悪影響を及ぼす可能性がある。一方、Ｓｉの含有量が１５質量％を超える場合には、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層の厚みが過度に抑制され、ホットスタンプ時の加熱効率が低下する可能性がある。従って、Ｓｉの含有量は、３質量％以上１５質量％以下である。Ｓｉの含有量は、好ましくは、５質量％以上、７質量％以上、又は８質量％以上である。Ｓｉの含有量は、好ましくは１３質量％以下、１１質量％以下、又は１０質量％以下である。

（Ｚｎ：５％以下）
アルミ系めっき層２中にＺｎを含有させることで、既に述べたとおりＬＭＥが発生する可能性がある。そのため、ＬＭＥ抑制の点から、Ｚｎの含有量は、５質量％以下、４質量％以下、又は３質量％以下であることが好ましい。Ｚｎは本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板のアルミ系めっき層２において必要とされないので、Ｚｎはアルミ系めっき層２中に含有されなくてもよい。即ち、アルミ系めっき層２のＺｎ含有量は０質量％でもよい。

（Ｆｅ：５％以下）
溶融めっき法を用いてアルミ系めっき層２を形成する場合、浴中の機器や鋼帯から溶出するＦｅが、アルミ系めっき層２中に２〜４質量％含有されることがある。アルミ系めっき層２において、２〜４質量％のＦｅは許容される。一方、Ｆｅの含有量が５％を超えると、コイル巻取り時にアルミ系めっき層２にクラックを生じるため、ホットスタンプ加熱時のＦｅの酸化スケールの発生を十分に抑制できないことがある。そのため、アルミ系めっき層２におけるＦｅの含有量は、５％以下であることが好ましい。一方、Ｆｅは本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板のアルミ系めっき層２において必要とされないので、Ｆｅはアルミ系めっき層２中に含有されなくてもよい。即ち、アルミ系めっき層２のＦｅ含有量は０質量％でもよい。
なお、Ｆｅ以外に浴中の機器や鋼帯から溶出する可能性のある元素としては、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｍｎ等が挙げられる。これら元素も、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の特性に悪影響を及ぼさない範囲内で、アルミ系めっき層２に不純物として含有されてもよい。

本実施形態に係るアルミ系めっき層２は、更に、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）及びリチウム（Ｌｉ）の少なくとも何れかを含有させることも可能である。これら元素はアルミ系めっき層２において必須ではないので、その含有量が０％であってもよい。一方、特に、Ｍｇ及びＣａは、アルミ系めっき層２の表面の放射率を上げ、熱吸収の効率を向上させることができる。また、エリンガム図（Ｅｌｌｉｎｇｈａｍ ｄｉａｇｒａｍ）によれば、Ｍｇ及びＣａはＡｌよりも易酸化性元素である。そのため、Ｍｇ及びＣａの少なくとも何れか一方を、合計で０．０１％以上含有させることで、ホットスタンプ加熱工程でのめっきの耐酸化性が向上し、ホットスタンプ後の耐食性をより向上させることができる。更に、ホットスタンプ加熱時に形成されるＭｇ、Ｃａ系の酸化物は、アルミ系めっき層２の表面の放射率を向上させて熱の吸収効率を増加させ、ホットスタンプ時の加熱効率を向上させる。一方、Ｍｇ及びＣａの少なくとも何れか一方を合計で３％を超えて含有すると、過剰に酸化性を上げるために溶融めっき処理時のめっき浴に酸化膜が生成し、処理後のめっき外観の低下や不めっき発生に繋がる。従って、本実施形態に係るアルミ系めっき層２は、Ｍｇ及びＣａの少なくとも何れかを、合計で０．０１％以上３％以下含有することが好ましい。Ｍｇ及びＣａの少なくとも何れかの合計含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。Ｍｇ及びＣａの少なくとも何れかの合計含有量は、より好ましくは１％以下である。
本実施形態に係るアルミ系めっき層２の化学成分は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｌｉ並びに不純物を、合計で１００質量％となるように含有する。不純物とは、例えば浴中の機器から溶出した成分、母材鋼板から溶出した合金成分、及びめっき浴の原料に混入していた成分等であって、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の特性に悪影響を及ぼさない範囲内で許容される成分である。

（組成分析方法について）
上記のアルミ系めっき層２の成分特定方法としては、めっき層を溶解させ、溶解液を高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析法を用いて定量分析する方法が挙げられる。アルミ系めっき層２の溶解方法としては、例えば、水酸化ナトリウム水溶液への浸漬方法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ Ｇ ３３１４：２０１１に記載の通り、水酸化ナトリウム（ＪＩＳ Ｋ８５７６）２ｇに対し、水８ｍＬの割合で溶解して調整した水溶液を８５℃以上に熱し、供試材（例えばサイズ３０ｘ３０ｍｍ、測定する面に対し逆側の面を事前にテープでマスクする）を浸漬し、めっきの溶解に起因した発泡が収まるまで浸漬することでアルミ系めっき層２を溶解させることができる。この方法は、水酸化ナトリウム水溶液にアルミは溶解するが、Ｆｅを含んだＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層、母材は溶解しない性質を利用した方法である。

（アルミ系めっき層２及び金属間化合物層３の合計厚みについて）
アルミ系めっき層２の厚みは、特に限定されない。例えば、アルミ系めっき層２及び金属間化合物層３の合計厚みが１０μｍ以上４０μｍ以下であることが好ましい。アルミ系めっき層２及び金属間化合物層３の合計厚みが１０μｍ以上である場合には、ホットスタンプ加熱工程での母材１における酸化スケールの発生の抑制、及び、ホットスタンプにおけるプレス成形後の腐食の抑制を十分に達成することができる。一方、アルミ系めっき層２及び金属間化合物層３の合計厚みが４０μｍ以下である場合には、ホットスタンプにおけるプレス成形時にせん断応力や圧縮応力が掛かる部位でのめっきの剥離を抑制することにより、剥離した箇所から生じる腐食を一層阻害し、プレス成形後の腐食を一層抑制することができる。

アルミ系めっき層２及び金属間化合物層３の合計厚みの特定方法としては、例えば、アルミ系めっき層２及び金属間化合物層３の断面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて観察することで計測する方法がある。

以上、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板が備えるアルミ系めっき層２について、詳細に説明した。

＜金属間化合物層３について＞
本実施形態において、ホットスタンプ時の加熱工程における加熱効率の向上を図るためには、金属間化合物層３が最も重要な役割を果たす。以下では、かかる金属間化合物層３について、詳細に説明する。

（金属間化合物層３の成分について）
金属間化合物層３は、前述した通り、母材１とアルミ系めっき層２との間に位置し、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む層である。かかる金属間化合物層３の化学成分は特に限定されない。母材１の化学成分、及びアルミ系めっき層２の化学成分が上記範囲内であり、且つ金属間化合物層３の厚みが後述の範囲内となるように合金化処理がなされていれば、金属間化合物層３の化学成分にかかわらず良好な特性が得られるからである。金属間化合物層３の化学成分は、平均で、通常、Ａｌを３５〜６５質量％含有し、Ｓｉを５〜１５質量％含有し、残部は、Ｆｅ及び不純物からなる（Ａｌ及びＳｉ以外の成分がアルミ系めっき層２に含まれていれば、これも金属間化合物層３に含まれる）が、これに限定されない。
ＡｌとＦｅとの金属間化合物とは、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物のみならず、例えばＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系金属間化合物等の、Ｆｅ及びＡｌ以外の元素を含有する金属間化合物も包含する概念である。Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物とは、例えばＦｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ε相（ＦｅＡｌ相と液相とから包晶反応により生成する相）、ＦｅＡｌ_２（ζ）、Ｆｅ_２Ａｌ_５（η）、ＦｅＡｌ_３（θ）、ＦｅＡｌ_５、及びＦｅＡｌ_４等である。Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系金属間化合物とは、例えばＡｌ_３Ｆｅ_３Ｓｉ_２（τ_１）、Ａｌ_１２Ｆｅ_５Ｓｉ_５（τ_２）、Ａｌ_９Ｆｅ_５Ｓｉ_５（τ_３）、Ａｌ_３ＦｅＳｉ_２（τ_４）、Ａｌ_１５Ｆｅ_５Ｓｉ_５（τ_５）、及びＡｌ_４ＦｅＳｉ（τ_５）等である。これら金属間化合物は、一般に極めて硬質であり、脆性を有するという点で共通した特性を有する。また、ホットスタンプ時の熱特性に関しても、これらの相に特段の差異は無いと考えられる。そのため、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板では、ＡｌとＦｅとの金属間化合物の種類は特に限定されない。かかる金属間化合物層３の組成は、公知のものである。
上述のように、かかる金属間化合物層３は、一般に極めて硬質であり、かつ、脆性があるために、加工した場合にクラックが生じて破壊の起点となり、かつ、かかる起点よりアルミ系めっき層２の割れが引き起こされる。ひどい場合は、めっき後のスキンパス圧延やレベラーをかけた際やブランキング工程時に金属間化合物層３が割れて、アルミ系めっき層２が剥がれ落ちる場合がある。

また、上記金属間化合物層３は、ホットスタンプの加熱工程の昇温速度に対し、極めて重要な役割を担っている。ホットスタンプの加熱工程では、通電加熱や近赤外加熱、遠赤外加熱、輻射加熱などが加熱方法として用いられるが、特に、工業生産性が高く、ブランクサイズ制約が少ないという利点から、近赤外加熱、遠赤外加熱、輻射加熱が多く用いられている。これらの加熱方法においては、いずれも鋼板表面の放射率が、加熱の昇温速度に大きく影響を及ぼす。そして、本発明者らは、鋭意検討の結果、上記金属間化合物層３が鋼板表面の放射率の増加に極めて重要であることを見出した。

ホットスタンプ時の加熱工程において、上記金属間化合物層３には、温度の上昇に伴い母材１中（例えば、母材１の表面近傍）のＦｅがアルミ系めっき層２中に拡散するため、高Ａｌ濃度を有するアルミ系めっき層２の厚みは減少する一方で、金属間化合物層３が成長して厚みが増加する。ホットスタンプ時の加熱工程において、最終的にはアルミ系めっき層２の最表面まで金属間化合物層３が形成される。また、ホットスタンプ時の加熱過程の昇温速度は、室温から７５０℃程度までが遅く、７５０℃以上では速くなることが分かった。また、特に６５０〜７５０℃の温度領域の昇温速度が最も遅いことが判明した。かかる現象の原因は定かではないが、昇温速度が特に遅くなる６５０〜７５０℃の温度領域は、金属Ａｌの融点の６６０℃に近いことから、以下のように推定している。すなわち、Ａｌは、元来放射率が低いが、温度が６５０〜７５０℃になると、Ａｌが溶融することで表面が平滑化し更に放射率が低下するものと考えられる。また、７５０℃以上の温度領域では、ＡｌとＦｅとの金属間化合物からなる金属間化合物層３が表面まで形成されるため、放射率が向上する。このように放射率が変化することで熱の吸収効率も変化したため、温度領域により昇温速度に違いが生じたと考えられる。

ＡｌとＦｅとの金属間化合物が形成されると放射率が向上することを示唆する事実として、アルミ系めっき層２の表面外観に関して、加熱前は表面外観が金属光沢を有した銀白色であるのに対し、アルミ系めっき層２の表面までＡｌとＦｅとの金属間化合物が形成されると、表面外観が黒みを帯びた色に変化し、金属光沢が無くなることが挙げられる。以上のように、ホットスタンプ時の加熱過程において、ＡｌとＦｅとの金属間化合物がアルミ系めっき層２の表面まで形成することが加熱効率の向上に重要であることがわかった。

一方、金属間化合物層は、前述したとおり硬質であるため、多量に形成すると破壊され易くなってしまい、ホットスタンプの成形時にめっき密着性の問題が生じる。そこで、本発明者らは、上記金属間化合物層３の平均厚みを過度に厚くすることを抑制しつつ、局所的に厚い部分を一定の割合で形成させることに想到した。これにより、めっき密着性の問題を解決し、更に、ホットスタンプ時の加熱工程においてＡｌとＦｅとの金属間化合物をアルミ系めっきの表面にまで形成させ、加熱効率を促進させることができる。

（金属間化合物層３の厚みの平均値：２μｍ以上１０μｍ以下）
以上の考えに基づき、上記金属間化合物層３の平均厚みは、２μｍ以上１０μｍ以下とする。厚みの平均値が２μｍ未満である場合には、ホットスタンプの加熱工程において、表面まで金属間化合物が成長するのに時間を要し、昇温速度の向上が十分に得られない。一方、厚みの平均値が１０μｍを超える場合には、スキンパス圧延、レベラー矯正、ブランキング工程時等において、めっき密着性の問題が生じる。金属間化合物層３の厚みの平均値は、好ましくは３μｍ以上、４μｍ以上、又は５μｍ以上である。金属間化合物層３の厚みの平均値は、好ましくは１０μｍ以下、９μｍ以下、又は８μｍ以下である。

（金属間化合物層３の厚みの最大値：１０μｍ以上２５μｍ以下）
上記金属間化合物層３の厚みの最大値は、１０μｍ以上２５μｍ以下とする。厚みの最大値が１０μｍ未満である場合には、ホットスタンプの加熱工程において、表面まで金属間化合物が成長するのに時間が掛かり、昇温速度の向上が十分に得られない。一方、厚みの最大値が２５μｍを超える場合には、スキンパス圧延、レベラー矯正、ブランキング工程時等において、めっき密着性の問題が生じる。金属間化合物層３の厚みの最大値は、好ましくは１０μｍ以上、１２μｍ以上、又は１５μｍ以上である。金属間化合物層３の厚みの最大値は、好ましくは２３μｍ、２１μｍ以下、又は１８μｍ以下である。

（金属間化合物層３の厚みの標準偏差：２μｍ以上１０μｍ以下）
上記金属間化合物層３の厚みの標準偏差は、２μｍ以上１０μｍ以下とする。厚みの標準偏差が２μｍ未満である場合には、ホットスタンプの加熱工程において、表面まで金属間化合物が成長することに時間が掛かり、昇温速度の向上が十分に得られない。一方、厚みの標準偏差が１０μｍを超える場合には、スキンパス圧延、レベラー矯正、ブランキング工程時等において、めっき密着性の問題が生じる。金属間化合物層３の厚みの標準偏差は、好ましくは２μｍ以上、３μｍ以上、又は４μｍ以上である。金属間化合物層３の厚みの標準偏差は、好ましくは９μｍ以下、８μｍ以下、又は７μｍ以下である。

（金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値、及び標準偏差の測定方法及び算出方法について）
上記厚みの平均値、最大値及び標準偏差は、アルミ系めっき鋼板を厚さ方向に平行に切断し、研磨などの調製を適宜行った断面において測定される。具体的には、断面において金属間化合物層３が写る範囲を、ＳＥＭを用いて、３００倍で観察する。ＳＥＭ観察によって得られる像は、二次電子像及び反射電子像のいずれであってもよい。本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の母材、金属間化合物層、及びアルミ系めっき層は、通常、図３に例示されるように、ＳＥＭ観察によって明瞭に区別することができる。母材、金属間化合物層、及びアルミ系めっき層の界面がＳＥＭ観察によっては明瞭に確認できなかった場合は、ＥＰＭＡによるめっき成分の面分析を行って、ＦｅとＡｌとの金属間化合物を特定する。そして、ＦｅとＡｌとの金属間化合物を含む領域を金属間化合物層３とみなし、ＦｅとＡｌとの金属間化合物を含まないＡｌ主体の領域をアルミ系めっき層２とみなし、ＦｅとＡｌとの金属間化合物を含まないＦｅ主体の領域を母材１とみなす。
得られた観察写真における金属間化合物層３の厚みを、図５に例示されるように、２０箇所において測定する。測定は、観察写真内において等間隔に実施し、測定箇所間の距離は６．５μｍとする。本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板では、母材１と金属間化合物層３との界面、及び金属間化合物層３とアルミ系めっき層２との界面は不規則な形状となっていることが通常であり、このような不規則形状は各測定箇所における厚さ測定値に反映させる必要がある。
観察写真において測定した、各測定箇所における金属間化合物層３の厚み値ｄ_１〜ｄ_２０を用いて、観察写真における金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値、及び標準偏差を次の通り求めることができる。すなわち、ｄ_１〜ｄ_２０の算術平均値ｄ_ＡＶＥを、観察写真における金属間化合物層３の厚みの平均値とする。ｄ_１〜ｄ_２０のうち最も大きな値を、観察写真における金属間化合物層３の厚みの最大値とする。観察写真における金属間化合物層３の厚みの標準偏差は、以下の式にしたがって算出する。

ここで、ｓは金属間化合物層３の厚みの標準偏差であり、ｉは測定番号（１〜２０）であり、ｄ_ＡＶＥは上述の通りｄ_１〜ｄ_２０の算術平均値である。図５は、これら厚みの平均値、最大値、標準偏差について、本実施形態に係る金属間化合物層３を実測した例である。
以上、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板が備える金属間化合物層３について、詳細に説明した。

＜酸化物含有領域４について＞
図２に模式的に示したように、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板において、母材１の内部における母材１と金属間化合物層３との界面付近には、酸化物含有領域４が存在していることが好ましい。本発明者らの鋭意検討の結果、上記酸化物含有領域４を設けることで、ＡｌとＦｅとの金属間化合物がより効果的に形成されることが明らかとなった。この原因は定かではないが、母材１の表面近傍に酸化物が存在することで母材１表面付近のＦｅ以外の元素の固溶量が減少し、アルミ系めっき層２へのＦｅの拡散が促進されるためと考えられる。アルミ系めっき層２へのＦｅの拡散が促進されることで、アルミ系めっき層２表面にＡｌとＦｅとの金属間化合物が形成するまでの時間が短くなり、その結果、鋼板の加熱効率がより一層向上する（すなわち、昇温速度がより一層向上する。）。

（酸化物含有領域４の存在範囲について）
かかる酸化物含有領域４は、母材１の厚み中心方向に向かって、母材１と金属間化合物層３との界面から５μｍまでの範囲内に存在することが好ましい。

（酸化物含有量について）
かかる酸化物含有領域４は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ｂの少なくとも何れかの酸化物を、１質量％以上１０質量％以下の合計含有量で含有することが好ましい。かかる酸化物の合計含有量が１％以上にすることにより、上記のような効果を確実に得られる。一方、酸化物の合計含有量を１０質量％以下にすると、めっき中への鉄の拡散を確保し、加熱効率を一層高く保つことができる。更には、酸化物の合計含有量を１０質量％以下にすると、めっき密着性を一層高く保つことができる。酸化物の合計含有量は、１０質量％以下であることが好ましい。

（酸化物含有量の特定方法について）
上記のような酸化物の合計含有量は、以下のようにして特定することができる。
すなわち、鋼板の厚さ方向に沿って切断した断面において、母材１と金属間化合物層３との界面から母材内へ５μｍ以内の任意の１００箇所を、ＥＰＭＡで分析する。測定箇所同士の距離は、０．２μｍ以上とし、母材１と金属間化合物層３との界面から母材内へ５μｍ以内の領域において測定箇所を均等に分散させる必要がある。本明細書においては、酸化物の合計含有量を以下のように定める。ＥＰＭＡ分析により、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂの強度が、母材１と金属間化合物層３との界面から母材内へ３０μｍの深さの位置における強度に比べて３倍以上に濃化している箇所で、且つ、酸素（Ｏ）についても濃化のピークが認められた箇所の数をカウントする。その上で、得られた箇所数を１００で割った割合を１００分率で示したものを、酸化物の合計含有量（ここでは質量％と表示する）とする。
以上、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板が備えうる酸化物含有領域４について説明した。

［アルミ系めっき鋼板の製造方法について］
続いて、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用加熱効率に優れたアルミ系めっき鋼板の製造方法について、詳細に説明する。

本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法は、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る工程と、熱延鋼板を巻き取る工程と、熱延鋼板を酸洗する工程と、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、冷延鋼板に連続的に焼鈍処理及び溶融アルミ系めっき処理をする工程と、を備える。鋼スラブの成分は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１％以下、Ｎ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上３％以下、Ｍｏ：０％以上３％以下、Ｖ：０％以上２％以下、Ｔｉ：０％以上０．５％以下、Ｎｂ：０％以上１％以下、Ｎｉ：０％以上５％以下、Ｃｕ：０％以上３％以下、Ｓｎ：０％以上０．１％以下、及びＳｂ：０％以上０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物を含む。即ち、鋼スラブの成分は、母材１の成分と等しい。鋼スラブの好ましい成分は、上述された母材１の好ましい化学成分に準じる。また、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法では、巻き取りでの鋼板巻取り温度ＣＴを、７００℃以上８５０℃以下とし、冷間圧延の後の冷延鋼板の表面の算術平均粗さＲａを、０．５μｍ以上５μｍ以下とし、溶融アルミ系めっき処理におけるめっき浴は、８０質量％以上９７質量％以下のＡｌと、３質量％以上１５質量％以下のＳｉと、不純物と、０質量％以上５質量％以下のＺｎと、０質量％以上５質量％以下のＦｅと、合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上と、を合計で１００質量％となるように含有する。本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法では、焼鈍処理において、板温度６５０℃以上９００℃以下の範囲の焼鈍雰囲気の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との関係式ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）の値を、−３以上−０．５以下とし、板温度における焼鈍時間を、６０秒以上５００秒以下としてもよい。本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法では、めっき浴は、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される１種以上を、合計で０．０１質量％以上３質量％以下含有してもよい。
以下では、より具体的な製造条件について、詳細に説明する。以下に説明される製造条件を満たす製造方法によれば、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板を好適に製造することができる。ただし当然のことながら、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法は特に限定されない。上述した構成を有するアルミ系めっき鋼板は、その製造条件に関わらず、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板とみなされる。

＜製鋼、鋳造、熱間圧延、巻き取り＞
先立って説明したような母材１の化学組成を満足するように、製鋼工程で鋼の化学成分を調整した後、この鋼を連続鋳造でスラブとする。得られたスラブ（鋼）に対して、例えば、１３００℃以下の加熱温度（例えば、１０００〜１３００℃）で熱間圧延を開始し、９００℃前後（例えば、８５０〜９５０℃）で熱間圧延を完了させ、これにより熱延鋼板を得る。熱間圧延率は、例えば、６０〜９０％とすればよい。

（熱間圧延処理後の熱延鋼板の巻取り温度ＣＴについて）
熱間圧延後の熱延鋼板の巻取り温度ＣＴは、加熱効率に優れたホットスタンプ用アルミ系めっき鋼板にとって、重要な条件の一つである。一般に、巻取り温度ＣＴは巻取り後の放冷中に、熱延鋼板に生じる炭化物（素材の延性を劣化させる）を抑制する目的から、５００〜６００℃程度の低温が好まれる。しかし、本発明者らは、鋼板巻取り温度ＣＴを７００℃以上とすることで、溶融アルミ系めっき後の金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値及び標準偏差を、ホットスタンプの加熱工程における加熱効率に優れるように制御可能であることを見出した。この理由については定かではないが、本発明者らは、次の通り推定している。すなわち、上記金属間化合物３は、溶融アルミ系めっき処理時にめっき成分であるＡｌと母材１中のＦｅとの反応で形成されるため、母材１中のＦｅの反応性が金属間化合物の生成に重要となる。ここで、鋼板巻取り温度ＣＴを７００℃以上にすることで、母材１に含有されているＦｅ以外の元素の母材表面への拡散を、促進することができる。熱間圧延の雰囲気は大気であるため、熱間圧延と巻き取りとの間の期間に、Ｆｅスケールが母材（熱延鋼板）表面に形成されると共に、母材表面に到達したＦｅ以外の元素も容易に酸化され、ＦｅとＦｅ以外の元素との複合酸化スケールが形成されたり、Ｆｅスケールと母材との界面にサブスケールなどが形成されたりする。かかるスケールは、いずれも後工程の酸洗で除去されるが、母材表面においてＦｅ以外の元素の濃度は減少し、Ｆｅ濃度は相対的に増加する。これにより溶融アルミ系めっき処理においてＦｅのアルミ系めっき中への拡散が促進されると考えられる。更に、母材表面付近におけるＦｅ以外の元素の濃度の減少は、Ｆｅの結晶粒界で特に促進されるため、金属間化合物層３の厚みの最大値、標準偏差の値を大きくすることができる。また、母材１中のＦｅをアルミ系めっき中へ拡散し易くする効果も認められ、ホットスタンプ時の加熱工程における鋼板の加熱効率にも優れることとなる。なお、前述した通り巻取り温度の高温化によって炭化物は生じるものの、ホットスタンプ時の加熱によって溶解されるため、本願の鋼板巻取り温度ＣＴを７００℃以上としても部品特性として重要なホットスタンプ後の材質に対して特段の劣化は生じない。

以上の効果を得るために、鋼板巻取り温度ＣＴを７００℃以上とする。また、鋼板巻取り温度ＣＴが８５０℃を超えると、金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値、標準偏差が過剰に大きくなることに加え、熱間圧延の温度確保が困難になる。そのため、鋼板巻取り温度ＣＴは、８５０℃を上限とする。熱間圧延後の鋼板巻取り温度ＣＴは、好ましくは７１０℃以上、又は７２０℃以上である。熱間圧延後の鋼板巻取り温度ＣＴは、好ましくは８３０℃以下、又は８１０℃以下である。

＜酸洗処理＞
巻き取り後の熱延鋼板の酸洗処理の条件は、特に限定されるものではなく、塩酸酸洗、硫酸酸洗などいずれの方法でも良いが、硫酸酸洗よりも塩酸酸洗の方が鋼板表面のＦｅ以外の元素濃度の減少を維持し易いことから、塩酸酸洗であることが好ましい。また、ＦｅとＦｅ以外の元素との複合酸化スケール、及び、Ｆｅスケールと上記母材１との界面に発生するサブスケールを一部残存させることで、後工程の溶融アルミ系めっき処理後の母材内部に、酸化物含有領域を形成させることもできる。このため、酸洗時間は、６００秒以下にすることが好ましい。ただし、酸洗時間が１０秒未満である場合には、Ｆｅスケールが残存し溶融めっき処理時に不めっきを形成するため実用的でない。従って、酸洗時間は、１０秒以上６００秒以下であることが好ましい。酸洗時間は、より好ましくは、２０秒以上４００秒以下である。

＜冷間圧延＞
（冷間圧延率及び冷延鋼板表面粗度について）
酸洗後、熱延鋼板は冷間圧延される。係る冷間圧延における冷間圧延率は、例えば３０〜９０％とすることができ、好ましくは、４０％以上７０％以下である。
また、上述の巻き取り条件が適用されることによって、合金成分の一部が除去されてＦｅ濃度が高められた母材表面に、冷間圧延によって凹凸を形成する必要があると考えられる。冷間圧延後の鋼板（すなわち、冷延鋼板）の表面粗度を大きくすることにより、アルミ系めっき層２と母材１との接触表面積を上げて、Ｆｅの拡散効率を一層向上させることができる。また、アルミ系めっき層２と母材１との界面を不均一にすることで、Ｆｅの拡散を一層不均一にして、金属間化合物層の厚みの標準偏差を大きくすることができる。実際、金属間化合物層の厚みの凹凸は、単純に予想される母材表面の凹凸に沿ったものではなく、図３で示す通り、母材表面がくぼんでいるほど、金属間化合物層が厚くなることがわかった。
この効果を得るためには、冷間圧延後の母材の表面粗さを、算術平均粗さＲａで０．５μｍ以上５μｍ以下とすることが重要である。表面の算術平均粗さＲａを０．５μｍ以上とすることで、溶融アルミ系めっき処理におけるＦｅのアルミ系めっき中への拡散が特に局所的に促進され、金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値及び標準偏差の値が大きくなる。更に、算術平均粗さＲａが０．５μｍ以上であると、ホットスタンプ時の加熱工程でＦｅがアルミ系めっき層２へ拡散しやすくなる。その結果、アルミ系めっき層２の表面まで短時間で合金化させることができるため、ホットスタンプ時の加熱過程における加熱効率が向上する。一方、算術平均粗さＲａが５μｍを超えると、金属間化合物層３の厚みが過剰に不均一になり、ホットスタンプ時の成形性が低下することに加え、溶融めっきラインの焼鈍炉内のハースロールを損傷させる。そのため、算術平均粗さＲａは、５μｍ以下とする。冷間圧延後の鋼板の表面粗度（算術平均粗さＲａ）は、好ましくは、０．７μｍ以上、又は０．９μｍ以上である。冷間圧延後の母材の表面粗度（算術平均粗さＲａ）は、好ましくは４μｍ以下、又は３μｍ以下である。
母材の表面の算術平均粗さは、冷間圧延用のロールの表面粗度を介して制御可能である。また、ロールへの加圧力、及び母材がロールを通過する速度も、母材の表面の算術平均粗さに影響するので、母材の表面の算術平均粗さの制御因子として利用可能である。
なお、表面粗さを上述の範囲内とすることと、巻き取り温度を上述の範囲内として母材表面のＦｅ濃度を高めることの両方をすることで、最終的に得られる金属間化合物層の厚みの平均値、最大値、及び標準偏差の全てが好ましく制御される。巻き取り温度、又は表面粗度のいずれかの最適化のみを介して、金属間化合物層を好ましく製造することは難しい。例えば、金属間化合物層の厚みの標準偏差を高めることは、巻き取り温度を上記範囲を超えるものとすることによっても、又は表面粗さを上記範囲を超えるものとすることによっても可能であるが、この場合、金属間化合物層の厚みの平均値、及び最大値のいずれか又は両方が過剰となってしまう。このような巻き取り温度が、母材の表面粗度に相乗的に影響を及ぼす理由として、巻き取り温度を高めることで母材表面が脱炭されることで軟質化したため、その後の冷間圧延時のロールの表面粗度が母材の表面粗度に及ぼす影響が促進された可能性が考えられる。

（算術平均粗さＲａの測定方法について）
冷間圧延後の鋼板の算術平均粗さＲａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２０１３）（ＩＳＯ４２８７に対応した規格である。）に則して、接触式表面粗さ計を用いて冷延鋼板の表面を測定することで求めることができる。本実施形態においては、上記方法を５回実施して得られた値の平均値を、冷間圧延後の鋼板の算術平均粗さＲａとする。

＜焼鈍工程＞
上記処理で得られた冷延鋼板は、溶融めっきラインで連続的に再結晶焼鈍、溶融アルミ系めっき処理される。溶融めっきラインにおける焼鈍は、ラジアントチューブ加熱を用いた全還元炉、又は一般にゼンジミア型焼鈍炉と呼ばれる燃焼ガスで加熱される酸化炉とラジアントチューブ加熱を用いて加熱される還元炉を併設した酸化−還元炉等が用いられるが、いずれのタイプの加熱炉でも本実施形態は達成される。焼鈍工程の最高到達板温度は、７００℃以上９００℃以下とすることが好ましい。また、焼鈍工程において板温度が６５０℃以上９００℃以下である範囲内において、焼鈍雰囲気は、水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏを水素分圧Ｐ_Ｈ２で除した値の常用対数ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）で表される酸素ポテンシャルの値が−３以上−０．５以下である雰囲気とし、かつ、かかる範囲内の焼鈍時間を、６０秒以上５００秒以下とすることが好ましい。例えば、最高到達温度を７５０℃とした場合、上記酸素ポテンシャルを制御する温度範囲は、板温度が６５０℃以上７５０℃以下の範囲とすることが好ましく、この温度範囲において焼鈍時間を６０秒以上５００秒以下とすることが好ましい。

（酸素ポテンシャルについて）
製品の品質を一定に維持するためには、炉内雰囲気を制御することが求められる。炉内雰囲気の指標として酸素ポテンシャルが用いられることがあり、酸素ポテンシャルは常用対数を用いた水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との関係式ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）で表される。このとき、Ｐ_Ｈ２Ｏは炉内の水蒸気分圧であり、Ｐ_Ｈ２は炉内の水素分圧である。鋼板温度と係る酸素ポテンシャルにより、鋼板の酸化状態を制御することができる。

本実施形態では、焼鈍中の板温度が６５０℃以上９００℃以下の範囲内において、上記酸素ポテンシャルの値が、−３以上−０．５以下であることが好ましい。一般に、鋼板に含有するＳｉ及びＭｎなどの元素は、鋼板表面に酸化膜を形成することが知られている。かかる酸化膜により、後工程のホットスタンプでの加熱工程において、Ｆｅの拡散が阻害される。しかしながら、酸素ポテンシャルを−３以上とすることで、Ｓｉ又はＭｎ、Ｃｒ、Ｂなどの元素が鋼板内部で酸化する、いわゆる内部酸化が発生するため、鋼板表面の酸化膜の形成を抑制することができる。このため、酸素ポテンシャルは、−３以上であることが好ましい。一方、酸素ポテンシャルが−０．５を超えると、Ｆｅの酸化物が多量に生成し、焼鈍後の溶融めっき処理時にアルミ系めっきがピンホール状に弾き不めっきを生じることがある。酸素ポテンシャルの値は、より好ましくは、−３以上−１以下である。

（最高到達板温度及び焼鈍時間について）
焼鈍工程における最高到達板温度は、先だって言及したように、７００℃以上９００℃以下とすることができる。焼鈍工程における最高到達板温度が７００℃未満である場合には、溶融アルミ系めっき浴の融点を板温度が下回る可能性があることから、溶融アルミ系めっきの付着性が低下することがあるため好ましくなく、焼鈍工程における最高到達板温度が９００℃を超える場合には、表面で易酸化性元素であるＳｉやＭｎの酸化膜が形成され、溶融アルミ系めっきの付着が阻害されピンホール状に不めっきが形成されることがあるため好ましくない。また、Ｓｉ及びＭｎなどの元素の内部酸化を十分に促進させるため、板温度が６５０℃以上９００℃以下の範囲における酸素ポテンシャルが−３以上−０．５以下であるときの焼鈍時間は、６０秒以上であることが好ましい。また、過剰に内部酸化物が生成されると、ホットスタンプにおけるプレス成形時に、かかる内部酸化物が生成した部分から剥離が発生する可能性が高くなる。そのため、板温度が６５０℃以上９００℃以下の範囲において酸素ポテンシャルが−３以上−０．５以下であるときの焼鈍時間は、５００秒以下であることが好ましい。かかる焼鈍時間は、より好ましくは、８０秒以上４００秒以下である。

（測定方法について）
なお、焼鈍時の鋼板温度は、予め焼鈍設備内に配置した放射温度計や鋼板自身に付設した熱電対を用いて測定することができる。また、水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏは、予め焼鈍設備内に配置した露点計で測定することができ、水素分圧Ｐ_Ｈ２は、焼鈍炉内に導入する全気体の流量に占める導入する水素の流量の割合から計算で求めることができる。なお、一般に、溶融めっきラインの焼鈍炉内に導入する雰囲気は水素と窒素であり、水素の割合は１％以上２０％以下である。

＜アルミ系めっき処理工程＞
（アルミ系めっき層付着量）
上記のような焼鈍後、冷却中に連続的に溶融アルミ浴に鋼板を浸漬し、ワイピング処理にてアルミ系めっき液の付着量を制御してアルミ系めっき層２を形成させる。アルミ系めっき層２の付着量は、特段限定されるものではないが、例えば、３０ｇ／ｍ^２以上１２０ｇ／ｍ^２以下であることが好ましい。付着量が３０ｇ／ｍ^２未満である場合には、ホットスタンプ後の耐食性が不足することがある。一方、付着量が１２０ｇ／ｍ^２を超える場合には、ホットスタンプの加熱工程において、Ｆｅが十分拡散するまでの時間が長くなり生産性の低下を招くという問題や、ホットスタンプの成形時にめっきが剥離するという問題が生じることがある。アルミ系めっき層２の付着量は、より好ましくは、４０ｇ／ｍ^２以上である。アルミ系めっき層２の付着量は、より好ましくは１００ｇ／ｍ^２以下である。

（アルミ系めっき層の付着量測定方法について）
上記アルミ系めっき層２の付着量の特定方法として、例えば、水酸化ナトリウム−ヘキサメチレンテトラミン・塩酸はく離重量法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ Ｇ ３３１４：２０１１に記載の通り、所定の面積Ｓ（ｍ^２）（例えば５０×５０ｍｍ）の試験片を準備し、重量ｗ１（ｇ）を測定しておく。その後、水酸化ナトリウム水溶液、ヘキサメチレンテトラミンを添加した塩酸水溶液に順次浸漬し、めっきの溶解に起因した発泡が収まるまで浸漬した後、直ちに水洗し再び重量ｗ２を（ｇ）を測定する。この時、アルミ系めっきの付着量（ｇ／ｍ^２）は（ｗ１−ｗ２）／Ｓより求めることができる。

＜溶融アルミ浴の成分について＞
（Ａｌ：８０％以上９７％以下）
上記溶融アルミ浴の成分について、Ａｌ含有量は、８０質量％以上とする。Ａｌ含有量が８０％未満である場合には、耐酸化性に劣り、ホットスタンプ加熱時にスケールが発生する。また、後述するように、溶融アルミ浴中のＳｉの含有量は３％以上であるため、Ａｌ含有量は、９７％以下とする。溶融アルミ浴中のＡｌ含有量は、好ましくは、８２％以上、又は８４％以上である。溶融アルミ浴中のＡｌ含有量は、好ましくは９５％以下、又は９３％以下である。

（Ｓｉ：３％以上１５％以下）
アルミ系めっき層２に含有されるＳｉは、ホットスタンプ加熱時に生じるＡｌとＦｅとの反応に影響を及ぼす。ホットスタンプ時の加熱工程において、ＡｌとＦｅとが過度に反応すると、アルミ系めっき層２自身のプレス成形性を損ねることがある。一方、ホットスタンプ時の加熱工程において、かかる反応が過度に抑制されると、プレス金型へのＡｌの付着を招くことがある。かかる問題点を回避するために、溶融アルミ浴中のＳｉ含有量は、３％以上１５％以下とする。溶融アルミ浴中のＳｉ含有量は、好ましくは、５％以上、又は７％以上である。溶融アルミ浴中のＳｉ含有量は、好ましくは１３％以下、又は１１％以下である。

（Ｍｇ、Ｃａ：合計で０％以上３％以下）
また、アルミ系めっき層２の耐酸化性を上げるため、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）及びリチウム（Ｌｉ）の少なくとも何れかを含有させることも可能であり、特に、溶融アルミ浴に対して、Ｍｇ及びＣａの少なくとも何れかを、合計で０．０１％以上３％以下含有させることが好ましい。Ｍｇ及びＣａの合計含有量を０．０１％以上とした場合に、かかる耐酸化性向上効果を得ることができる。ただし、Ｍｇ及びＣａが含まれないめっき浴を用いても、優れた耐食性及び熱特性を有するアルミ系めっき鋼板を製造することはできるので、めっき浴のＭｇ及びＣａの合計含有量は０％であってもよい。一方、Ｍｇ及びＣａの合計含有量が３％を超える場合には、過剰な酸化物の生成により溶融めっき処理時に不めっきの問題が生じ得る。Ｍｇ及びＣａの合計含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。Ｍｇ及びＣａの合計含有量は、より好ましくは、１％以下である。

かかる溶融めっき浴は、上記のような成分と不純物とを、合計で１００質量％となるように含有する。なお、不純物としてはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ等が挙げられ、特にＦｅ及びＺｎはいずれも５％以下であることが好ましい。

以上、本実施形態に係るアルミ系めっき鋼板の製造方法について、詳細に説明した。

［自動車用部品の製造方法について］
先に説明したような方法で製造したアルミ系めっき鋼板を、８５０℃以上で加熱した後、金型により３０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するホットスタンプ工法で成形することで、自動車用部品を製造することができる。以下に、自動車用部品の製造方法について、簡単に説明する。

（ホットスタンプ工法について）
上記のようにして得られたアルミ系めっき鋼板は、ホットスタンプ工程において加熱効率に優れたものであり、大きな昇温速度を実現することができる。また、上記のようなアルミ系めっき鋼板のアルミ系めっき層２は、ホットスタンプ工程における加熱後、めっき表面までＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む合金層となる。かかる合金層は、Ｆｅを３０％以上、Ａｌを６５％以下含有する。

（ホットスタンプ温度について）
ホットスタンプ時の加熱方式については、前述した通り本願は表面放射率の増加を利用して生産速度を改善した技術であるため、通常の電気ヒーターによる炉加熱や、遠赤外線、中赤外線、近赤外線方式などの輻射熱を利用した加熱方式を使用することが可能である。なお、例えば通電加熱方式のようなジュール発熱を利用した加熱方式では本願は使用されない。また、かかる加熱工程において、最高到達板温度は、８５０℃以上とする。最高到達板温度を８５０℃以上とする理由は、以下の２つである。第１の理由は、鋼板をオーステナイト域まで加熱し、その後急冷させることで、マルテンサイト変態を生じさせ、母材を高強度化させるためである。第２の理由は、上記アルミ系めっき鋼板の表面まで十分にＦｅを拡散させ、アルミ系めっき層２の合金化を進行させるためである。ホットスタンプ加熱時におけるアルミ系めっき鋼板の最高到達板温度の上限は、特段制限されるものではないが、加熱ヒーターや加熱炉体の耐久性という観点から１０５０℃以下とすることが好ましい。ホットスタンプ加熱時における最高到達板温度は、より好ましくは、８７０℃以上１０００℃以下である。

（ホットスタンプ成形及び冷却速度について）
次いで、加熱された状態にあるアルミ系めっき鋼板を、例えば上下一対の成形金型間に配置してプレス成型し、かかるプレス中に急冷することで所望の形状に成形する。上記アルミ系めっき鋼板をプレス下死点で数秒間程静止保持することで、成形金型との接触冷却により焼入れを実施し、ホットスタンプ成形された高強度部品を得ることができる。かかる冷却時の冷却速度は、母材を主にマルテンサイト相とするため、３０℃／ｓ以上とする。この冷却速度とは、金型を用いた強制冷却の開始温度（つまり、金型と材料を最初に接触させた時の材料の板温度）と終了温度（つまり、金型と材料を離したときの材料の板温度）との差を、強制冷却を行った時間で割ることにより得られる値であり、いわゆる平均冷却速度である。冷却速度の上限は、とくに制限するものではないが、例えば１０００℃／ｓ以下とすることができる。冷却速度は、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。冷却速度は、より好ましくは５００℃／ｓ以下である。

（ホットスタンプ後の母材の硬度について）
自動車用部品として用いられるためには、ホットスタンプ後の鋼板は、高い強度を有する必要がある。鉄鋼材料において、硬度と引張強度は、ビッカース硬度６００Ｈｖ程度までは、ほぼ比例関係にある。そのため、本願発明では、鋼板成分として、焼入れ性に関わる元素を成分に含めた上で、上記ホットスタンプ工程の成形金型との接触冷却による焼入れにより硬度を高めている。具体的な硬度としては、ホットスタンプ後の部材における母材について、板厚１／４に相当する断面におけるビッカース硬さが、荷重１ｋｇで測定した場合、３００Ｈｖ以上である必要がある。
なお、母材の板厚１／４に相当する断面は、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、観察面において鋼板の圧延面から鋼板の厚さｔの約１／４の深さの領域の断面を意味する。鋼板の１／４ｔ部を、鋼板の圧延面から１／８ｔの深さの面と３／８ｔの深さの面との間の領域と定義しても良い。

（仕上処理について）
ホットスタンプ後の成形部品は、溶接、化成処理、電着塗装等の仕上処理を経て、最終部品（すなわち自動車用部品）となる。化成処理として、通常は、りん酸亜鉛系の化成処理、又はジルコニウム系化成処理が用いられる。電着塗装として通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は５〜５０μｍ程度である。電着塗装の後に外観品位や耐食性向上のため、中塗り、上塗り等の塗装が更に施されてもよい。

以下、発明例及び比較例を示しながら本発明を更に具体的に説明する。なお、以下に示す実施例はあくまでも一例にすぎず、本発明が下記の例に限定されるものではない。

＜実施例１＞
表１に示すような母材成分を有する冷延鋼板を所定の板厚に加工し、供試材料として用いた。供試材料の大きさは、２４０ｍｍ×３００ｍｍである。これら供試材料は、通常の熱延工程及び酸洗工程、並びに冷延鋼板の表面の算術平均粗さＲａを０．５μｍ以上５μｍ以下とする冷延工程を経て製造した。まず、以下の表１に示すような鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を供試材料とし、母材成分による、めっき処理時の濡れ性、ホットスタンプ成形性及びホットスタンプ後の硬度への効果を検証した。供試材料に関して、熱間圧延後の鋼板巻取り温度は７００℃以上８００℃以下になるよう調整し、ゼンジミア型加熱炉にて焼鈍、溶融アルミ系めっき処理を連続的に施して、アルミ系めっき鋼板を作製した。

焼鈍工程について、還元炉の焼鈍温度（すなわち最高到達板温度）は７５０℃とし、還元炉の雰囲気は板温度が７００℃以上における酸素ポテンシャルを−５以上−０．５以下とし、かかる酸素ポテンシャル範囲内の保持時間を３０秒以上５００秒以下とした。
めっき浴成分について、Ａｌ含有量は７０％以上９６％以下であり、Ｓｉ含有量は３％以上１５％以下であり、Ｆｅ含有量は１〜４％であった。めっき液付着量はガスワイピング法により調整し、アルミ系めっき層２の付着量を、片面あたり約６０ｇ／ｍ^２となるようにした。

上記のようにして得られたアルミ系めっき鋼板について、ホットスタンプ工程において、輻射式加熱炉で９００℃まで加熱した後、直ちに５０℃／ｓ以上の冷却速度で金型冷却して、以下の表２に示した高強度部品Ｂ１〜Ｂ４８を得た。用いた金型はハット金型であり、全てのＲ部の曲率半径Ｒは５ｍｍである

表２にめっき処理時の濡れ性、ホットスタンプ成形性及びホットスタンプ後の硬度の評価結果を示す。
めっき濡れ性は、溶融めっき処理時にピンホール状の不めっきが外観上認められなければＧ（ＧＯＯＤ）と判定し、認められればＢ（ＢＡＤ）と判定した。ホットスタンプ後の成形性は、ハット形状のＲ部の断面を観察し、母材にクラックが無いこと場合にＧ（ＧＯＯＤ）と判定し、有る場合にＢ（ＢＡＤ）と判定した。ホットスタンプ後の母材の板厚１／４に相当する断面硬度は、ビッカース硬度計で測定し、３００Ｈｖ（荷重１ｋｇ）以上をＧ（ＧＯＯＤ）と判定し、３００Ｈｖ未満をＢ（ＢＡＤ）と判定した。

表２に示すように、母材鋼板として表１に示すＡ１〜Ａ３９を用いた本発明例Ｂ１〜Ｂ３９は、ホットスタンプ後のめっき濡れ性、成形性、硬度について、いずれもＧ（ＧＯＯＤ）であった。一方、母材鋼板として表１に示すＡ４０〜Ａ５２を用いた比較例Ｂ４０〜Ｂ５２は、めっき濡れ性、ホットスタンプ成形性及びホットスタンプ後の硬度の何れかがＢ（ＢＡＤ）であり、自動車用の高強度部品として不適であった。

＜実施例２＞
次に、アルミ系めっき層２の成分、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値及び標準偏差がホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケールの有無及びホットスタンプ後の耐食性に与える効果を検証した。更に、母材１と金属間化合物２との界面から母材１の中心方向へ５μｍまでの範囲の酸化物含有量と、アルミ系めっき層中のＭｇ及びＣａが、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケールの有無及びホットスタンプ後の耐食性に与える効果を検証した。

実施例１と同じ条件で、表１に示す鋼成分を有する冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を供試材料として、アルミ系めっき鋼板を作製し、実施例１と同様の条件にてホットスタンプを実施して成形品を得た。ただし、以下の表３の比較例Ｃ２３、Ｃ２４では熱間巻取り温度ＣＴを６００℃〜６５０℃とした。また、以下の表５に示すように、一部の発明例（Ｅ１〜Ｅ９）については、めっき浴成分にＭｇ又はＣａの少なくとも何れかを更に０．０１％以上３％以下添加した。なお、表３〜表５に示されるアルミ系めっき層の成分の残部はＦｅ及び不純物であった。

本願の発明例のアルミ系めっき層のＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａの割合、ＡｌとＦｅの金属間化合物層、母材鋼板の表面の酸化物の含有量について分析した結果を表３、表４、表５に示した。アルミ系めっき層２のＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、及び、Ｃａの割合は、前述したように、ＩＣＰ発光分光分析法を用いて、めっき層を溶解させ、溶解液を定量分析することで求めた。ＡｌとＦｅとの金属間化合物からなる金属間化合物層３に関しては、前述したようにアルミ系めっき鋼板を厚さ方向に沿って切断した断面をＳＥＭで観察し、厚みの平均値、厚みの最大値及び厚みの標準偏差を算出した。その測定例は、例えば図５に示すとおりである。母材１と金属間化合物層３との界面から、前記母材１の中心方向へ５μｍまでの範囲における酸化物の合計含有量は、前述した通りＥＰＭＡで分析することで求めた。

作製した試料について、ホットスタンプ時の加熱効率、及びホットスタンプ時のＦｅスケール、ホットスタンプ後の耐食性を評価した。

（ホットスタンプ時の加熱効率評価）
上記方法で得られたアルミ系めっき鋼板の２４０ｍｍ×３００ｍｍサイズのサンプル中央にＫ型熱電対を取り付け、ホットスタンプ加熱時に温度測定を行った。輻射加熱型の加熱炉に投入し測定された、１００℃から８８０℃までの温度の変化の平均値を算出し、加熱効率の評価を行った。以下に示す表３〜表５では、発明例と同じ板厚、目付である比較例のうち、水準Ｃ２３を基準とし、昇温速度が１．３倍以上に向上した場合をＶＧ（ＶＥＲＹ ＧＯＯＤ）とし、１．２倍以上１．３倍未満に向上した場合をＧ（ＧＯＯＤ）とし、昇温速度１．１倍未満で殆ど変化しなかった場合をＢ（ＢＡＤ）とした。
なお、昇温速度が１．２倍以上向上すると、加熱時間もしくは昇温区間の加熱炉の長さが約０．８倍以下短縮されることになる。この加熱効率の向上、すなわち１．２倍という値は、実生産の場において、設備費、運転エネルギー、運転費用、設備の省スペース性、環境性（ＣＯ_２）などの生産性、ランニングコストの観点から、非常に有意義な値である。

（ホットスタンプ時のＦｅスケールの有無）
ホットスタンプで得られたハット成形部のＲ部の表面を、ＥＰＭＡで分析した。表３〜表５において、酸素強度が１０質量％以上検出された場合をＦｅスケール有りとしてＢ（ＢＡＤ）と表記し、酸素検出量が１０質量％未満の場合をＦｅスケールなしとして、Ｇ（ＧＯＯＤ）と表記した。

（ホットスタンプ後成形品耐食性）
ホットスタンプで得られたハット成形品を試験片とし、係る試験片を化成処理及び耐食塗装した。かかる試験片のフランジ部の塗膜に傷をいれて金属面を露出させた試験片を用いて腐食試験を行った。具体的には、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５で化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みで塗装した。その後、カッターでフランジ部の塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ Ｍ６１０−９２）を１８０サイクル（６０日）行ない、クロスカット部の板厚減少量を測定した。このとき、合金化溶融亜鉛めっき鋼板ＧＡ（付着量片面４５ｇ／ｍ^２）の板厚減少深さを上回れば耐食性をＢ（ＢＡＤ）とし、下回れば耐食性をＧ（ＧＯＯＤ）、更には２／３以下に抑制されれば耐食性をＶＧ（ＶＥＲＹ ＧＯＯＤ）とした。

以下の表３に、アルミ系めっき層２の成分及びＡｌ−Ｆｅ金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値及び標準偏差を変化させたときの上記評価項目の結果を示した。表３から明らかなように、比較例Ｃ２１〜Ｃ２４は、アルミ系めっき層２の組成、金属間化合物層３の厚みの平均値、厚みの最大値及び厚みの標準偏差の何れか１つ以上について本実施形態を満足していない。比較例Ｃ２１〜Ｃ２４は、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケール発生、ホットスタンプ後高強度部品の耐食性の何れかの特性が劣っていた。一方で、本願の発明例Ｃ１〜Ｃ２０は、上記何れの評価項目も良好であった。

以下の表４に、上記母材１と上記金属間化合物２との界面から前記母材１の中心方向へ５μｍまでの範囲の酸化物の合計含有量を変化させたときの上記評価項目の結果を示す。表４に示すように、母材鋼板の表面に酸化物を合計で１〜１０％含有する本願の発明例Ｄ１〜Ｄ４のホットスタンプ時の加熱効率はより優れていた。

以下の表５に示す通り、アルミ系めっき層２にＭｇ、Ｃａの１種以上を合計で０．０１〜３％含有する本願の発明例Ｅ１〜Ｅ９のホットスタンプ時の加熱効率及びホットスタンプ後の耐食性は共により優れていた。なお、比較例であるＥ１１とＥ１２は、Ｍｇ、Ｃａが過剰に含まれるため、溶融めっき時に不めっき有り、評価不可となった。

＜実施例３＞
次に、熱間圧延工程における鋼板巻取り温度ＣＴ、冷間圧延工程後の鋼板の表面粗さＲａ及び溶融アルミ系めっき浴組成が、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケールの有無及びホットスタンプ成形品の耐食性に与える効果を検証した。更に、焼鈍雰囲気及びＭｇ、Ｃａの１種以上がアルミ系めっき層に含有する場合の、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケールの有無及びホットスタンプ成形品の耐食性に与える効果を検証した。

表１に示す鋼成分を有する鋼スラブを表６〜表８に示す条件にて、通常の熱間圧延処理、酸洗処理、冷間圧延処理を施して、冷延鋼板（板厚１．５ｍｍ）を作製した。この冷延鋼板を供試材料として、ゼンジミア型加熱炉にて焼鈍、溶融アルミ系めっき処理を連続的に施しアルミ系めっき鋼板を作製した。焼鈍工程において、焼鈍温度（すなわち最高到達板温度）は８００℃であり、焼鈍雰囲気は板温度が７００℃における水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏを水素分圧Ｐ_Ｈ２で除した値の常用対数ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）（すなわち酸素ポテンシャル）を変えて実施した。

アルミ系めっき処理工程について、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量が片面あたり約８０ｇ／ｍ^２となるように調整した。ホットスタンプ時のアルミ系めっき鋼板の温度は９００℃とし、直ちに５０℃／ｓ以上の冷速で金型冷却することで成形品の試料を得た。

作製した試料について、実施例２と同様の方法にて、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケールの有無及びホットスタンプ後成形品の耐食性を評価した。

なお、ホットスタンプ時の加熱効率の評価については、表６〜表８では水準Ｆ２１を基準に、１．３倍以上に向上した場合をＶＧ（ＶＥＲＹ ＧＯＯＤ）、昇温速度が１．２倍以上に向上した場合をＧ（ＧＯＯＤ）、昇温速度１．１倍未満で殆ど変化しなかった場合をＢ（ＢＡＤ）とした。

表６に示す比較例Ｆ２１〜Ｆ２８は、熱間圧延巻取り温度ＣＴ、冷延後の表面粗さＲａ、溶融アルミ系めっきの浴組成の何れか１つ以上が本実施発明範囲を満足しない比較例である。比較例Ｆ２１〜Ｆ２８はいずれも、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケール発生、ホットスタンプ後の耐食性の何れかの特性が劣っている。一方で本願の発明範囲を満足する発明例Ｆ１〜Ｆ２０は、上記何れの評価項目も良好であった。

表７に示す通り、焼鈍の雰囲気の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏを水素分圧Ｐ_Ｈ２で除した値の常用対数ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）（すなわち酸素ポテンシャル）を−３以上−０．５以下、且つ、前記範囲内の焼鈍時間を３０秒以上５００秒以下とした本願の発明例Ｇ１〜Ｇ９は、ホットスタンプ時の加熱効率はより優れていた。

表８に示す通り、溶融アルミ系めっきの浴にＭｇ及びＣａの少なくとも１種以上を合計で０．０１％以上３％以下含む本願の発明例Ｈ１〜Ｈ７の場合、ホットスタンプ時の加熱効率、ホットスタンプ後の耐食性はより優れていた。ただし、比較例Ｈ９、Ｈ１０は過剰にＭｇ、Ｃａが含まれるため不めっきが生じたため、評価不可であった。

図３に、本発明例である表６のＦ３のアルミ系めっき層２をＳＥＭで観察した例を示す。また、図４に、比較例として表６のＦ２１のアルミ系めっき層２をＳＥＭで観察した例を示す。本発明例である図３の金属間化合物層３の厚みの最大値、標準偏差は、明確に図４に比べて異なり、大きいことが分かる。図５は、図３の金属間化合物層３の厚みの平均値、最大値及び標準偏差を実測した例である。図３を発明例とする本願発明は、以上に述べた通り、ホットスタンプ加熱時の加熱効率、ホットスタンプ時のＦｅスケールの抑制能とホットスタンプ後の耐食性に共に優れる。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、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。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、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、そ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。

１ 母材
２ アルミ系めっき層
３ 金属間化合物層
４ 酸化物含有領域

Claims (7)

1. 母材と、
   前記母材の上方に位置するアルミ系めっき層と、
   前記母材と前記アルミ系めっき層との間に位置し、ＡｌとＦｅとの金属間化合物を含む金属間化合物層と、
   を備え、
   前記母材は、質量％で、
   Ｃ ：０．１５％以上０．５０％以下、
   Ｓｉ：０．０１０％以上２．０００％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、
   Ｃｒ：０．０１０％以上２．０００％以下、
   Ｐ ：０．１％以下、
   Ｓ ：０．１％以下、
   Ａｌ：０．５％以下、
   Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
   Ｎ ：０％以上０．０１％以下、
   Ｗ ：０％以上３％以下、
   Ｍｏ：０％以上３％以下、
   Ｖ ：０％以上２％以下、
   Ｔｉ：０％以上０．５％以下、
   Ｎｂ：０％以上１％以下、
   Ｎｉ：０％以上５％以下、
   Ｃｕ：０％以上３％以下、
   Ｓｎ：０％以上０．１％以下、及び
   Ｓｂ：０％以上０．１％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記アルミ系めっき層は、平均で、
   ８０質量％以上９７質量％以下のＡｌと、
   ３質量％以上１５質量％以下のＳｉと、
   ０質量％以上５質量％以下のＺｎと、
   ０質量％以上５質量％以下のＦｅと、
   合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上と、
   不純物と、
   を合計で１００質量％となるように含有し、
   前記金属間化合物層の厚みの平均値が、２μｍ以上１０μｍ以下であり、
   前記金属間化合物層の厚みの最大値が、１０μｍ以上２５μｍ以下であり、
   前記金属間化合物層の厚みの標準偏差が、２μｍ以上１０μｍ以下である、
   ことを特徴とするアルミ系めっき鋼板。
2. 前記母材と前記金属間化合物層との界面から前記母材の中心方向に向かって５μｍまでの範囲内に、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｃｒ酸化物及びＢ酸化物からなる群から選択される１種以上を、合計で１質量％以上１０質量％以下含有する酸化物含有領域を有することを特徴とする請求項１に記載のアルミ系めっき鋼板。
3. 前記アルミ系めっき層は、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される１種以上を合計で０．０１質量％以上３質量％以下含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のアルミ系めっき鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか一項に記載のアルミ系めっき鋼板の製造方法であって、
   鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る工程と、
   前記熱延鋼板を巻き取る工程と、
   前記熱延鋼板を酸洗する工程と、
   前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、
   前記冷延鋼板に連続的に焼鈍処理及び溶融アルミ系めっき処理をする工程と、
   を備え、
   前記鋼スラブの成分は、質量％で、
   Ｃ ：０．１５％以上０．５０％以下、
   Ｓｉ：０．０１０％以上２．０００％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、
   Ｃｒ：０．０１０％以上２．０００％以下、
   Ｐ ：０．１％以下、
   Ｓ ：０．１％以下、
   Ａｌ：０．５％以下、
   Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
   Ｎ ：０％以上０．０１％以下、
   Ｗ ：０％以上３％以下、
   Ｍｏ：０％以上３％以下、
   Ｖ ：０％以上２％以下、
   Ｔｉ：０％以上０．５％以下、
   Ｎｂ：０％以上１％以下、
   Ｎｉ：０％以上５％以下、
   Ｃｕ：０％以上３％以下、
   Ｓｎ：０％以上０．１％以下、及び
   Ｓｂ：０％以上０．１％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記巻き取りでの鋼板巻取り温度ＣＴを、７００℃以上８５０℃以下とし、
   前記冷間圧延の後の前記冷延鋼板の表面の算術平均粗さＲａを、０．５μｍ以上５μｍ以下とし、
   前記溶融アルミ系めっき処理におけるめっき浴は、
   ８０質量％以上９７質量％以下のＡｌと、
   ３質量％以上１５質量％以下のＳｉと、
   不純物と、
   ０質量％以上５質量％以下のＺｎと、
   ０質量％以上５質量％以下のＦｅと、
   合計で０質量％以上３質量％以下の、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される一種以上と、
   を合計で１００質量％となるように含有する
   ことを特徴とするアルミ系めっき鋼板の製造方法。
5. 前記焼鈍処理において、板温度６５０℃以上９００℃以下の範囲の焼鈍雰囲気の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との関係式ｌｏｇ（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）の値を、−３以上−０．５以下とし、
   前記板温度における焼鈍時間を、６０秒以上５００秒以下とすることを特徴とする請求項４に記載のアルミ系めっき鋼板の製造方法。
6. 前記めっき浴は、Ｍｇ及びＣａからなる群から選択される１種以上を、合計で０．０１質量％以上３質量％以下含有することを特徴とする請求項４又は５に記載のアルミ系めっき鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜３の何れか１項に記載のアルミ系めっき鋼板を、８５０℃以上まで加熱する工程と、
   前記アルミ系めっき鋼板を金型によりプレス成型する工程と、
   前記アルミ系めっき鋼板を前記金型により３０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する工程と、
   を備える自動車用部品の製造方法。