镀铝系钢板、镀铝系钢板的制造方法及汽车用部件的制造方法转让专利
申请号 : CN201880078158.7
文献号 : CN111511942B
文献日 : 2021-12-28
发明人 : 藤田宗士 , 铃木优贵 , 布田雅裕 , 真木纯 , 入川秀昭 , 荒牧高志 , 窪田龙哉
申请人 : 日本制铁株式会社
摘要 :
本发明的一个方案的镀铝系钢板具备：母材；位于母材的上方的铝系镀层；和位于母材与铝系镀层之间且包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物层，其中，母材具有规定范围内的化学成分，铝系镀层按照合计成为100质量％的方式平均含有80质量％～97质量％的Al、3质量％～15质量％的Si、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe、合计为0质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的一种以上和杂质，金属间化合物层的厚度的平均值为2μm～10μm，金属间化合物层的厚度的最大值为10μm～25μm，金属间化合物层的厚度的标准偏差为2μm～10μm。
权利要求 :
1.一种镀铝系钢板，其特征在于，其具备：母材；
位于所述母材的上方的铝系镀层；和位于所述母材与所述铝系镀层之间且包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物层，其中，所述母材以质量％计含有：C：0.15％～0.50％、Si：0.010％～2.000％、Mn：0.3％～5.0％、Cr：0.010％～2.000％、P：0.1％以下、
S：0.1％以下、
Al：0.5％以下、B：0.0002％～0.0100％、N：0％～0.01％、W：0％～3％、
Mo：0％～3％、
V：0％～2％、
Ti：0％～0.5％、Nb：0％～1％、
Ni：0％～5％、
Cu：0％～3％、
Sn：0％～0.1％、及Sb：0％～0.1％，剩余部分包含Fe及杂质，所述铝系镀层按照合计成为100质量％的方式平均含有：
80质量％～97质量％的Al、
3质量％～15质量％的Si、
0质量％～5质量％的Zn、
0质量％～5质量％的Fe、合计为0质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的一种以上、和杂质，
所述金属间化合物层的厚度的平均值为2μm～10μm，所述金属间化合物层的厚度的最大值为10μm～25μm，所述金属间化合物层的厚度的标准偏差为2μm～10μm。
2.根据权利要求1所述的镀铝系钢板，其特征在于，在从所述母材与所述金属间化合物层的界面起朝向所述母材的中心方向直至5μm为止的范围内具有含氧化物的区域，所述含氧化物的区域合计含有1质量％～10质量％的选自Si氧化物、Mn氧化物、Cr氧化物及B氧化物中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的镀铝系钢板，其特征在于，所述铝系镀层合计含有0.01质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的1种以上。
4.一种镀铝系钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求1～3中任一项所述的镀铝系钢板的制造方法，其具备以下工序：将钢板坯进行热轧而得到热轧钢板的工序；
将所述热轧钢板卷取的工序；
将所述热轧钢板进行酸洗的工序；
将所述热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的工序；和对所述冷轧钢板连续地进行退火处理及熔融铝系镀覆处理的工序，其中，所述钢板坯的成分以质量％计含有：C：0.15％～0.50％、Si：0.010％～2.000％、Mn：0.3％～5.0％、Cr：0.010％～2.000％、P：0.1％以下、
S：0.1％以下、
Al：0.5％以下、B：0.0002％～0.0100％、N：0％～0.01％、W：0％～3％、
Mo：0％～3％、
V：0％～2％、
Ti：0％～0.5％、Nb：0％～1％、
Ni：0％～5％、
Cu：0％～3％、
Sn：0％～0.1％、及Sb：0％～0.1％，剩余部分包含Fe及杂质，将所述卷取中的钢板卷取温度CT设定为700℃～850℃，将所述冷轧之后的所述冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm，所述熔融铝系镀覆处理中的镀浴按照合计成为100质量％的方式含有：
80质量％～97质量％的Al、
3质量％～15质量％的Si、杂质、
0质量％～5质量％的Zn、
0质量％～5质量％的Fe、和合计为0质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的一种以上。
5.根据权利要求4所述的镀铝系钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火处理中，将板温为650℃～900℃的范围的退火气氛的水蒸汽分压PH2O与氢分压PH2的关系式log(PH2O/PH2)的值设定为‑3～‑0.5，将所述板温下的退火时间设定为60秒～500秒。
6.根据权利要求4或5所述的镀铝系钢板的制造方法，其特征在于，所述镀浴含有合计为0.01质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的1种以上。
7.一种汽车用部件的制造方法，其具备以下工序：将权利要求1～3中任一项所述的镀铝系钢板加热至850℃以上的工序；
将所述镀铝系钢板通过模具进行压制成型的工序；和将所述镀铝系钢板通过所述模具以30℃/秒以上的冷却速度进行骤冷的工序。
说明书 :
镀铝系钢板、镀铝系钢板的制造方法及汽车用部件的制造
方法
技术领域
[0001] 本发明涉及镀铝系钢板、镀铝系钢板的制造方法及汽车用部件的制造方法。
[0002] 本申请基于2017年12月5日在日本申请的特愿2017‑233620号而主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
[0003] 近年来，在汽车用钢板的用途(例如汽车的立柱、车门防撞梁、保险杠梁等)等中，期望兼顾高强度和高成型性的钢板。作为与所述兼顾高强度和高成型性的钢板对应的钢之
一，有利用了残留奥氏体的马氏体相变的TRIP(Transformation Induced Plasticity；相
变感生塑性)钢。通过所述TRIP钢，能够制造成型性优异的具有1000MPa级左右的强度的高
强度钢板。然而，即使是在使用了TRIP钢的情况下，也难以在实现更高强度(例如1500MPa以
上的超高强度)的同时确保成型性，并且存在成型后的形状冻结性差且成型品的尺寸精度
差的问题。
一，有利用了残留奥氏体的马氏体相变的TRIP(Transformation Induced Plasticity；相
变感生塑性)钢。通过所述TRIP钢，能够制造成型性优异的具有1000MPa级左右的强度的高
强度钢板。然而，即使是在使用了TRIP钢的情况下，也难以在实现更高强度(例如1500MPa以
上的超高强度)的同时确保成型性，并且存在成型后的形状冻结性差且成型品的尺寸精度
差的问题。
[0004] 使用了上述那样的TRIP钢的成型是在室温附近进行成型的工法(所谓的冷压工法)，与此相对，作为最近备受瞩目的工法，有热冲压(也被称为热压、热压制、模压淬火、压
制淬火等)工法。所述热冲压工法是下述制造方法：通过在刚刚将钢板加热至800℃以上的
奥氏体区域后趁热进行压制来确保成型性，并且通过在下止点保持的期间用模具进行骤冷
而将材料淬火，从而在压制后实现所期望的高强度的材质的部件。根据本工法，能够得到成
型后的形状冻结性也优异的汽车用部件。
制淬火等)工法。所述热冲压工法是下述制造方法：通过在刚刚将钢板加热至800℃以上的
奥氏体区域后趁热进行压制来确保成型性，并且通过在下止点保持的期间用模具进行骤冷
而将材料淬火，从而在压制后实现所期望的高强度的材质的部件。根据本工法，能够得到成
型后的形状冻结性也优异的汽车用部件。
[0005] 热冲压工法虽然有望作为将超高强度的构件进行成型的方法，但一般认为大致分类有两个课题。第1课题是关于加热时的氧化皮的课题。热冲压通常具有在大气中将钢板进
行加热的工序，在所述加热时，在钢板表面生成氧化物(氧化皮)。因此，变得需要除去氧化
皮的工序，生产率降低。第2课题是关于伴随加热时间而引起的生产率降低的课题。在利用
电炉或煤气炉等而进行的炉加热的情况下，由于通常从常温升温至900℃左右时的平均升
温速度为3～5℃/秒，因此到加热为止需要180～290秒，通过热冲压工法能够成型的部件的
个数为1～3个/分钟左右，生产率非常低。
行加热的工序，在所述加热时，在钢板表面生成氧化物(氧化皮)。因此，变得需要除去氧化
皮的工序，生产率降低。第2课题是关于伴随加热时间而引起的生产率降低的课题。在利用
电炉或煤气炉等而进行的炉加热的情况下，由于通常从常温升温至900℃左右时的平均升
温速度为3～5℃/秒，因此到加热为止需要180～290秒，通过热冲压工法能够成型的部件的
个数为1～3个/分钟左右，生产率非常低。
[0006] 作为改善上述第1课题即关于氧化皮的课题、并且提高热冲压成型品的耐蚀性的技术，例如在以下的专利文献1～专利文献3中提出了一种技术，其通过使用镀铝系钢板作
为热冲压用的钢板来抑制加热时的氧化皮的生成。
为热冲压用的钢板来抑制加热时的氧化皮的生成。
[0007] 另外，为了改善上述第2课题即伴随加热时间而引起的生产率降低的课题，作为提高镀铝的加热效率的技术，例如在以下的专利文献4及专利文献5中提出了一种技术，其着
眼于下述这一点：如果在镀铝的加热时产生的Al与Fe的合金化反应到达至表面则升温速度
增加。
眼于下述这一点：如果在镀铝的加热时产生的Al与Fe的合金化反应到达至表面则升温速度
增加。
[0008] 更具体而言，在以下的专利文献4中，通过减少镀铝的镀层厚度来解决加热效率的课题。
[0009] 另外，在以下的专利文献5中，在热冲压前，在箱式退火炉内，通过将镀铝钢板的卷材在镀铝的熔点以下的温度下预先保持一定时间，促进Al与Fe的合金化反应来解决加热效
率的课题。
率的课题。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献1：日本特开平9‑202953号公报
[0013] 专利文献2：日本特开2003‑181549号公报
[0014] 专利文献3：日本特开2003‑49256号公报
[0015] 专利文献4：日本特开2010‑70800号公报
[0016] 专利文献5：日本特愿2010‑519842号公报
发明内容
[0017] 发明所要解决的课题
[0018] 如以上说明的那样，作为解决热冲压时的氧化皮的问题、并且也兼具耐蚀性的材料，镀铝系钢板有望受到重视。
[0019] 然而，就上述专利文献1～专利文献3中公开的技术而言，虽然可以通过抑制上述第1课题即加热时的氧化皮的生成来省略氧化皮除去工序从而提高生产率，但是上述第2课
题即伴随加热时间而引起的生产率降低的问题无法解决。
题即伴随加热时间而引起的生产率降低的问题无法解决。
[0020] 另外，就上述专利文献4中公开的技术而言，虽然能够解决上述第2课题即伴随加热时间而引起的生产率降低的问题，但是由于上述第1课题即氧化皮的抑制变得不充分，其
结果是产生设置氧化皮除去工序的必要，因此生产率降低。此外，由于减薄了镀层厚度，因
此存在耐蚀性降低的问题。
结果是产生设置氧化皮除去工序的必要，因此生产率降低。此外，由于减薄了镀层厚度，因
此存在耐蚀性降低的问题。
[0021] 进而，就上述专利文献5中公开的技术而言，虽然能够缩短热冲压中的加热时间，但是由于追加了将镀铝钢板的卷材在箱式退火炉内预先进行加热这样的工序，因此制造工
序增加。另外，通过Al与Fe的合金化反应而形成的Al‑Fe系金属间化合物一般为高硬度。因
此，存在下述问题：在受到表皮光轧或卷材卷取时的拉伸/弯曲加工的情况下、或在热冲压
前的坯料切断时的端面等受到加工的部位处，镀层发生剥离从而耐蚀性降低。
序增加。另外，通过Al与Fe的合金化反应而形成的Al‑Fe系金属间化合物一般为高硬度。因
此，存在下述问题：在受到表皮光轧或卷材卷取时的拉伸/弯曲加工的情况下、或在热冲压
前的坯料切断时的端面等受到加工的部位处，镀层发生剥离从而耐蚀性降低。
[0022] 这样一来，希望得到能够实现优异的耐蚀性、并且在不导致制造工序的增加的情况下进一步提高起因于热冲压工法的加热时间的生产率的镀铝系钢板。
[0023] 因此，本发明是鉴于这样的问题而进行的，其目的在于提供能够实现优异的耐蚀性、且在不导致制造工序的增加的情况下进一步提高起因于热冲压工法的加热时间的生产
率的镀铝系钢板、镀铝系钢板的制造方法及汽车用部件的制造方法。
率的镀铝系钢板、镀铝系钢板的制造方法及汽车用部件的制造方法。
[0024] 用于解决课题的手段
[0025] 本发明的主旨如下所述。
[0026] (1)本发明的一个方案的镀铝系钢板具备：母材；位于上述母材的上方的铝系镀层；和位于上述母材与上述铝系镀层之间且包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物
层，其中，上述母材以质量％计含有C：0.15％～0.50％、Si：0.010％～2.000％、Mn：0.3％～
5.0％、Cr：0.010％～2.000％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：0.0002％～
0.0100％、N：0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～0.5％、Nb：0％
～1％、Ni：0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％～0.1％及Sb：0％～0.1％，剩余部分包含Fe及杂
质，上述铝系镀层按照合计成为100质量％的方式平均含有80质量％～97质量％的Al、3质
量％～15质量％的Si、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe、合计为0质量％～3
质量％的选自Mg及Ca中的一种以上和杂质，上述金属间化合物层的厚度的平均值为2μm～
10μm，上述金属间化合物层的厚度的最大值为10μm～25μm，上述金属间化合物层的厚度的
标准偏差为2μm～10μm。
层，其中，上述母材以质量％计含有C：0.15％～0.50％、Si：0.010％～2.000％、Mn：0.3％～
5.0％、Cr：0.010％～2.000％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：0.0002％～
0.0100％、N：0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～0.5％、Nb：0％
～1％、Ni：0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％～0.1％及Sb：0％～0.1％，剩余部分包含Fe及杂
质，上述铝系镀层按照合计成为100质量％的方式平均含有80质量％～97质量％的Al、3质
量％～15质量％的Si、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe、合计为0质量％～3
质量％的选自Mg及Ca中的一种以上和杂质，上述金属间化合物层的厚度的平均值为2μm～
10μm，上述金属间化合物层的厚度的最大值为10μm～25μm，上述金属间化合物层的厚度的
标准偏差为2μm～10μm。
[0027] (2)根据上述(1)所述的镀铝系钢板，其也可以在从上述母材与上述金属间化合物层的界面起朝向上述母材的中心方向直至5μm为止的范围内具有含氧化物的区域，所述含
氧化物的区域合计含有1质量％～10质量％的选自Si氧化物、Mn氧化物、Cr氧化物及B氧化
物中的1种以上。
氧化物的区域合计含有1质量％～10质量％的选自Si氧化物、Mn氧化物、Cr氧化物及B氧化
物中的1种以上。
[0028] (3)根据上述(1)或(2)所述的镀铝系钢板，其中，上述铝系镀层也可以合计含有0.01质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的1种以上。
[0029] (4)本发明的另一个方案的镀铝系钢板的制造方法是上述(1)～(3)中任一项所述的镀铝系钢板的制造方法，其具备以下工序：将钢板坯进行热轧而得到热轧钢板的工序；将
上述热轧钢板卷取的工序；将上述热轧钢板进行酸洗的工序；将上述热轧钢板进行冷轧而
得到冷轧钢板的工序；和对上述冷轧钢板连续地进行退火处理及熔融铝系镀覆处理的工
序，其中，上述钢板坯的成分以质量％计含有C：0.15％～0.50％、Si：0.010％～2.000％、
Mn：0.3％～5.0％、Cr：0.010％～2.000％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：
0.0002％～0.0100％、N：0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～
0.5％、Nb：0％～1％、Ni：0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％～0.1％及Sb：0％～0.1％，剩余部
分包含Fe及杂质，将上述卷取中的钢板卷取温度CT设定为700℃～850℃，将上述冷轧之后
的上述冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm，上述熔融铝系镀覆处理中
的镀浴按照合计成为100质量％的方式含有80质量％～97质量％的Al、3质量％～15质量％
的Si、杂质、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe和合计为0质量％～3质量％的
选自Mg及Ca中的一种以上。
上述热轧钢板卷取的工序；将上述热轧钢板进行酸洗的工序；将上述热轧钢板进行冷轧而
得到冷轧钢板的工序；和对上述冷轧钢板连续地进行退火处理及熔融铝系镀覆处理的工
序，其中，上述钢板坯的成分以质量％计含有C：0.15％～0.50％、Si：0.010％～2.000％、
Mn：0.3％～5.0％、Cr：0.010％～2.000％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：
0.0002％～0.0100％、N：0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～
0.5％、Nb：0％～1％、Ni：0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％～0.1％及Sb：0％～0.1％，剩余部
分包含Fe及杂质，将上述卷取中的钢板卷取温度CT设定为700℃～850℃，将上述冷轧之后
的上述冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm，上述熔融铝系镀覆处理中
的镀浴按照合计成为100质量％的方式含有80质量％～97质量％的Al、3质量％～15质量％
的Si、杂质、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe和合计为0质量％～3质量％的
选自Mg及Ca中的一种以上。
[0030] (5)根据上述(4)所述的镀铝系钢板的制造方法，其中，在上述退火处理中，也可以将板温为650℃～900℃的范围的退火气氛的水蒸汽分压PH2O与氢分压PH2的关系式log(PH2O/
PH2)的值设定为‑3～‑0.5，将上述板温下的退火时间设定为60秒～500秒。
PH2)的值设定为‑3～‑0.5，将上述板温下的退火时间设定为60秒～500秒。
[0031] (6)根据上述(4)或(5)所述的镀铝系钢板的制造方法，其中，上述镀浴也可以含有合计为0.01质量％～3质量％的选自Mg及Ca中的1种以上。
[0032] (7)本发明的另一个方案的汽车用部件的制造方法具备以下工序：将上述(1)～(3)中任一项所述的镀铝系钢板加热至850℃以上的工序；将上述镀铝系钢板通过模具进行
压制成型的工序；和将上述镀铝系钢板通过上述模具以30℃/秒以上的冷却速度进行骤冷
的工序。
压制成型的工序；和将上述镀铝系钢板通过上述模具以30℃/秒以上的冷却速度进行骤冷
的工序。
[0033] 发明效果
[0034] 根据本发明，能够提供可实现优异的耐蚀性、且在不导致制造工序的增加的情况下进一步提高起因于热冲压工法的加热时间的生产率的镀铝系钢板、镀铝系钢板的制造方
法及汽车用部件的制造方法。
法及汽车用部件的制造方法。
附图说明
[0035] 图1是表示本发明的实施方式的镀铝系钢板的构成的一个例子的示意图。
[0036] 图2是表示该实施方式的镀铝系钢板的另一构成例的示意图。
[0037] 图3是对该实施方式的镀铝系钢板通过扫描型电子显微镜(SEM)观察表面附近的截面而得到的二次电子图像的例子。
[0038] 图4是对现有技术的镀铝系钢板通过SEM观察表面附近的截面而得到的二次电子图像的例子。
[0039] 图5是针对该实施方式的镀铝系钢板的金属间化合物层基于表面附近的截面的二次电子图像而进行的各部位的厚度的平均值、厚度的最大值、厚度的标准偏差的实测例。
具体实施方式
[0040] 本发明的发明者们为了解决上述课题反复进行了深入研究。于是，作为阻碍铝系镀覆的加热效率的主要原因，本发明的发明者们着眼于加热中的升温速度。其结果获知：升
温速度从室温到750℃左右特别慢，另一方面，升温速度在750℃以上变快。所述现象的原因
并不清楚，但由于升温速度发生变化的温度大致为接近金属Al的熔点即660℃的值，因此如
以下那样推定。即，据认为：Al除了本来放射率低以外，而且在镀覆的熔点～750℃为止的温
度域中，通过Al熔融从而镀覆表面平滑化，放射率进一步降低。另一方面，据认为这是由于：
在750℃以上的温度域中，通过Al与Fe的合金化反应被促进，Al与Fe的金属间化合物形成至
铝系镀层的表面，其结果是放射率提高，热的吸收得以改善。需要说明的是，如后述那样，所
谓“Al与Fe的金属间化合物”是指下述概念：不仅包含Fe‑Al系金属间化合物，而且还包含例
如Fe‑Al‑Si系金属间化合物等含有Fe及Al以外的元素的金属间化合物。
温速度从室温到750℃左右特别慢，另一方面，升温速度在750℃以上变快。所述现象的原因
并不清楚，但由于升温速度发生变化的温度大致为接近金属Al的熔点即660℃的值，因此如
以下那样推定。即，据认为：Al除了本来放射率低以外，而且在镀覆的熔点～750℃为止的温
度域中，通过Al熔融从而镀覆表面平滑化，放射率进一步降低。另一方面，据认为这是由于：
在750℃以上的温度域中，通过Al与Fe的合金化反应被促进，Al与Fe的金属间化合物形成至
铝系镀层的表面，其结果是放射率提高，热的吸收得以改善。需要说明的是，如后述那样，所
谓“Al与Fe的金属间化合物”是指下述概念：不仅包含Fe‑Al系金属间化合物，而且还包含例
如Fe‑Al‑Si系金属间化合物等含有Fe及Al以外的元素的金属间化合物。
[0041] 作为对如果形成Al与Fe的金属间化合物则放射率会提高这一事项给予启示的事实，可列举出以下的现象。关于铝系镀层的表面外观，加热前外观为具有金属光泽的银白
色，与此相对，如果Al与Fe的金属间化合物形成至铝系镀层的表面，则外观变化为带黑色的
颜色，金属光泽消失。
色，与此相对，如果Al与Fe的金属间化合物形成至铝系镀层的表面，则外观变化为带黑色的
颜色，金属光泽消失。
[0042] 根据以上那样的见识，本发明的发明者们认为：通过在热冲压前在铝系镀层中大量地形成Al与Fe的金属间化合物，再以短时间使Al与Fe的合金化反应进展至铝系镀层的表
面，从而改善热冲压中的钢板升温速度、提高加热效率，这是有效的。这里，作为热浸镀铝法
(熔融铝镀覆法)之一的森吉米尔(Sendzimir)式的热浸镀铝法能够在铝系镀层与母材的界
面形成Al与Fe的金属间化合物层。因此，据认为：通过使用森吉米尔式的熔融铝系镀覆法，
能够从热冲压加热前开始大量地形成上述那样的包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化
合物层。
面，从而改善热冲压中的钢板升温速度、提高加热效率，这是有效的。这里，作为热浸镀铝法
(熔融铝镀覆法)之一的森吉米尔(Sendzimir)式的热浸镀铝法能够在铝系镀层与母材的界
面形成Al与Fe的金属间化合物层。因此，据认为：通过使用森吉米尔式的熔融铝系镀覆法，
能够从热冲压加热前开始大量地形成上述那样的包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化
合物层。
[0043] 另一方面，由于Al与Fe的金属间化合物为硬质，因此如果大量地形成Al与Fe的金属间化合物，则金属间化合物层变得容易被断裂，在镀层密合性方面产生问题。因此，本发
明的发明者们对该问题的解决计策进一步进行了反复研究。其结果发现：关于包含Al与Fe
的金属间化合物的金属间化合物层的厚度，通过抑制整体上过度变厚、并且以一定的比例
形成局部厚的部分，从而确保热冲压前的镀铝系钢板的镀层密合性，并且以短时间使Al与
Fe的合金化反应进展至铝系镀层的表面。由此，能够解决镀层密合性的问题，进一步促进加
热效率。
明的发明者们对该问题的解决计策进一步进行了反复研究。其结果发现：关于包含Al与Fe
的金属间化合物的金属间化合物层的厚度，通过抑制整体上过度变厚、并且以一定的比例
形成局部厚的部分，从而确保热冲压前的镀铝系钢板的镀层密合性，并且以短时间使Al与
Fe的合金化反应进展至铝系镀层的表面。由此，能够解决镀层密合性的问题，进一步促进加
热效率。
[0044] 需要说明的是，一般而言，钢板的板厚越薄，则热冲压时的加热过程中的加热速度变得越快，加热效率约增加。同样地，铝系镀层的厚度越薄，则镀覆的合金化时间(直至表面
成为无金属光泽的黑色从而热吸收效率提高为止的时间)变得越短，因此热冲压时的加热
效率提高。这里，本实施方式中所说的“优异的加热效率”是指在具有相同温度条件、相同板
厚及相同厚度的铝系镀层的钢板中与现有技术相比加热效率优异。
成为无金属光泽的黑色从而热吸收效率提高为止的时间)变得越短，因此热冲压时的加热
效率提高。这里，本实施方式中所说的“优异的加热效率”是指在具有相同温度条件、相同板
厚及相同厚度的铝系镀层的钢板中与现有技术相比加热效率优异。
[0045] 以下，参照所附附图，对基于所述见识而完成的本发明的优选的实施方式进行详细说明。需要说明的是，在本说明书及附图中，对于实质上具有同一功能构成的构成要素，
通过标注同一符号而省略重复说明。
通过标注同一符号而省略重复说明。
[0046] 如之前简单提到的那样，作为解决热冲压时的氧化皮的问题、并且还兼具耐蚀性的材料，镀铝系钢板有望受到重视。针对由热冲压时的加热效率低引起的生产率降低，希望
得到确保铝系镀层厚度、也没有增加钢板的制造工序、并且提高了热冲压时的加热效率的
镀铝系钢板。
得到确保铝系镀层厚度、也没有增加钢板的制造工序、并且提高了热冲压时的加热效率的
镀铝系钢板。
[0047] 鉴于这一点，以下详细叙述的本发明的实施方式涉及热冲压用的热浸镀铝系钢板及其制造方法和汽车用部件的制造方法，特别是涉及热冲压的加热效率优异的镀铝系钢板
及其制造方法。
及其制造方法。
[0048] [关于镀铝系钢板]
[0049] <镀铝系钢板的整体结构>
[0050] 以下，参照图1及图2，对本实施方式的镀铝系钢板的整体结构进行说明。图1是表示本发明的实施方式的镀铝系钢板的一个例子的示意图，示出了将所述镀铝系钢板沿厚度
方向切断而得到的截面。图2是表示本实施方式的镀铝系钢板的另一构成例的示意图。
方向切断而得到的截面。图2是表示本实施方式的镀铝系钢板的另一构成例的示意图。
[0051] 如图1中所示的那样，本实施方式的镀铝系钢板具有：母材1；位于母材1的一面的上方的铝系镀层2；和位于母材1与铝系镀层2之间的金属间化合物层3。另外，如图2中所示
的那样，本实施方式的镀铝系钢板优选的是，具有位于母材1的一面的上方的铝系镀层2和
位于母材1与铝系镀层2之间的金属间化合物层3，进一步在母材1内部的母材1与金属间化
合物层3的界面附近具有含氧化物的区域4。
的那样，本实施方式的镀铝系钢板优选的是，具有位于母材1的一面的上方的铝系镀层2和
位于母材1与铝系镀层2之间的金属间化合物层3，进一步在母材1内部的母材1与金属间化
合物层3的界面附近具有含氧化物的区域4。
[0052] 需要说明的是，在图1及图2中，对在母材的一面存在上述那样的铝系镀层2、金属间化合物层3及含氧化物的区域4的情况进行了图示，但也可以在母材的两个面上存在上述
那样的铝系镀层2、金属间化合物层3及含氧化物的区域4。
那样的铝系镀层2、金属间化合物层3及含氧化物的区域4。
[0053] <关于母材1>
[0054] 以下，首先，对本实施方式的镀铝系钢板所具有的母材1进行详细说明。
[0055] 由于热冲压工法是同时进行利用模具的压制加工和淬火的工法，因此本实施方式的镀铝系钢板的母材1的化学成分优选为淬透性良好的成分体系。以下，对本实施方式的母
材的化学成分进行详细说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则关于
成分的“％”是指“质量％”。
材的化学成分进行详细说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则关于
成分的“％”是指“质量％”。
[0056] 从上述那样的观点出发，本实施方式的母材1的化学成分以质量％计含有C：0.15％～0.5％、Si：0.01％～2.0％、Mn：0.3％～5.0％、Cr：0.01％～2.0％、P：0.1％以下、
S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：0.0002％～0.01％，剩余部分包含Fe及杂质。另外，本实施
方式的母材1的化学成分也可以以质量％计任选包含选自N：0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：
0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～0.5％、Nb：0％～1％、Ni：0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％
～0.1％及Sb：0％～0.1％中的一种以上。
S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：0.0002％～0.01％，剩余部分包含Fe及杂质。另外，本实施
方式的母材1的化学成分也可以以质量％计任选包含选自N：0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：
0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～0.5％、Nb：0％～1％、Ni：0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％
～0.1％及Sb：0％～0.1％中的一种以上。
[0057] (C：0.15％～0.50％)
[0058] 依据本实施方式并通过热冲压工法得到的成型品为例如具有1000MPa以上的高强度的成型品，该成型品的组织被要求通过在热冲压后进行骤冷来相变为以马氏体作为主体
的组织。碳(C)的含量低于0.15％时，淬透性降低从而强度不足。另一方面，如果C的含量超
过0.50％，则钢板的韧性的降低显著，加工性降低。因此，C的含量设定为0.15％～0.50％。C
的含量优选为0.20％以上、0.25％以上或0.28％以上。C的含量优选为0.40％以下、0.35％
以下或0.30％以下。
的组织。碳(C)的含量低于0.15％时，淬透性降低从而强度不足。另一方面，如果C的含量超
过0.50％，则钢板的韧性的降低显著，加工性降低。因此，C的含量设定为0.15％～0.50％。C
的含量优选为0.20％以上、0.25％以上或0.28％以上。C的含量优选为0.40％以下、0.35％
以下或0.30％以下。
[0059] (Si：0.010％～2.000％)
[0060] 在硅(Si)的含量低于0.010％的情况下，淬透性及疲劳特性差。另一方面，由于Si是与Fe相比容易被氧化的元素(易氧化性元素)，因此在连续退火镀覆生产线中如果Si的含
量超过2.000％，则在退火处理中在钢板表面形成稳定的Si系氧化皮膜，阻碍热浸镀Al层的
附着性，产生未镀覆。因此，Si的含量设定为0.010％～2.000％。Si的含量优选为0.050％以
上、0.100％以上或0.300％以上。Si的含量优选为1.000％以下、0.800％以下或0.600％以
下。
量超过2.000％，则在退火处理中在钢板表面形成稳定的Si系氧化皮膜，阻碍热浸镀Al层的
附着性，产生未镀覆。因此，Si的含量设定为0.010％～2.000％。Si的含量优选为0.050％以
上、0.100％以上或0.300％以上。Si的含量优选为1.000％以下、0.800％以下或0.600％以
下。
[0061] (Mn：0.3％～5.0％)
[0062] 锰(Mn)是提高钢板的淬透性、进而能够抑制因可混入钢板中的S引起的热脆性的元素。在Mn的含量低于0.3％的情况下，淬透性降低从而强度不足。另一方面，在Mn的含量超
过5.0％的情况下，淬火后的冲击特性降低。因此，Mn的含量设定为0.3％～5.0％。Mn的含量
优选为0.5％以上、0.8％以上或1.0％以上。Mn的含量优选为4.0％以下、3.0％以下或2.0％
以下。
过5.0％的情况下，淬火后的冲击特性降低。因此，Mn的含量设定为0.3％～5.0％。Mn的含量
优选为0.5％以上、0.8％以上或1.0％以上。Mn的含量优选为4.0％以下、3.0％以下或2.0％
以下。
[0063] (Cr：0.010％～2.000％)
[0064] 铬(Cr)是发挥提高钢板的淬透性的效果的元素，但在Cr的含量低于0.010％的情况下，无法得到上述那样的淬透性提高效果从而强度不足。另一方面，由于Cr是与Fe相比容
易被氧化的元素(易氧化性元素)，因此在Cr的含量超过2.000％的情况下，在退火处理中在
钢板表面形成稳定的Cr系氧化皮膜，阻碍热浸镀Al层的附着性从而产生未镀覆。因此，Cr的
含量设定为0.010％～2.000％。Cr的含量优选为0.100％以上、0.400％以上或0.800％以
上。Cr的含量优选为1.600％以下、1.400％以下或1.000％以下。
易被氧化的元素(易氧化性元素)，因此在Cr的含量超过2.000％的情况下，在退火处理中在
钢板表面形成稳定的Cr系氧化皮膜，阻碍热浸镀Al层的附着性从而产生未镀覆。因此，Cr的
含量设定为0.010％～2.000％。Cr的含量优选为0.100％以上、0.400％以上或0.800％以
上。Cr的含量优选为1.600％以下、1.400％以下或1.000％以下。
[0065] (P：0.1％以下)
[0066] 磷(P)也为固溶强化元素，能够比较廉价地使钢板的强度上升。这里，在P的含量超过0.1％的情况下，会出现使韧性降低等不良影响，因此P的含量设定为0.1％以下。另一方
面，P在本实施方式的镀铝系钢板中是不需要的，因此P的含量的下限并没有特别限定，也可
以设定为0％。由于在将P的含量设定为低于0.001％的情况下，从精炼极限方面出发是不经
济的，因此也可以将P含量设定为0.001％以上。P的含量优选为0.05％以下，更优选为
0.01％以下或0.005％以下。
面，P在本实施方式的镀铝系钢板中是不需要的，因此P的含量的下限并没有特别限定，也可
以设定为0％。由于在将P的含量设定为低于0.001％的情况下，从精炼极限方面出发是不经
济的，因此也可以将P含量设定为0.001％以上。P的含量优选为0.05％以下，更优选为
0.01％以下或0.005％以下。
[0067] (S：0.1％以下)
[0068] 硫(S)以MnS的形式成为钢中的夹杂物。这里，在S的含量超过0.1％的情况下，MnS成为断裂的起点，延展性及韧性降低，加工性降低，因此S的含量设定为0.1％以下。另一方
面，S在本实施方式的镀铝系钢板中是不需要的，因此S的含量的下限没有特别限定，也可以
设定为0％。由于在将S的含量设定为低于0.001％的情况下，从精炼极限方面出发是不经济
的，因此也可以将S的含量设定为0.001％以上。S的含量优选为0.05％以下，更优选为
0.01％以下或0.005％以下。
面，S在本实施方式的镀铝系钢板中是不需要的，因此S的含量的下限没有特别限定，也可以
设定为0％。由于在将S的含量设定为低于0.001％的情况下，从精炼极限方面出发是不经济
的，因此也可以将S的含量设定为0.001％以上。S的含量优选为0.05％以下，更优选为
0.01％以下或0.005％以下。
[0069] (Al：0.5％以下)
[0070] 铝(Al)作为脱氧剂而含有于钢中。由于Al与Fe相比是易氧化性元素，因此在Al的含量超过0.5％的情况下，在退火处理中在钢板表面形成稳定的Al系氧化皮膜，阻碍热浸镀
Al层的附着性从而产生未镀覆。因此，Al的含量设定为0.5％以下。另一方面，Al含量的下限
没有特别限定，也可以设定为0％。由于在将Al的含量设定为低于0.01％的情况下，从精炼
极限方面出发是不经济的，因此也可以将Al含量设定为0.01％以上。Al的含量优选为0.2％
以下，更优选为0.1％以下或0.08％以下。
Al层的附着性从而产生未镀覆。因此，Al的含量设定为0.5％以下。另一方面，Al含量的下限
没有特别限定，也可以设定为0％。由于在将Al的含量设定为低于0.01％的情况下，从精炼
极限方面出发是不经济的，因此也可以将Al含量设定为0.01％以上。Al的含量优选为0.2％
以下，更优选为0.1％以下或0.08％以下。
[0071] (B：0.0002％～0.0100％)
[0072] 硼(B)从淬透性的观点出发是有用的元素，通过含有0.0002％以上可使淬透性提高。但是，在含有B超过0.0100％的情况下，上述的淬透性提高效果饱和。另外，如果过量地
含有B，则产生铸造缺陷或热轧时的开裂等，制造性降低。因此，B的含量设定为0.0002％～
0.0100％。B的含量优选为0.0010％以上、0.0020％以上或0.0030％以上。B的含量优选为
0.0080％以下、0.0070％以下或0.0060％以下。
含有B，则产生铸造缺陷或热轧时的开裂等，制造性降低。因此，B的含量设定为0.0002％～
0.0100％。B的含量优选为0.0010％以上、0.0020％以上或0.0030％以上。B的含量优选为
0.0080％以下、0.0070％以下或0.0060％以下。
[0073] 接下来，以下，对在母材1中可选择性地含有的成分进行详细说明。但是，本实施方式的镀铝系钢板能够在不使用以下说明的母材1的任选成分的情况下解决其课题。因此，母
材1的任选成分的含量的下限值全部为0％。
材1的任选成分的含量的下限值全部为0％。
[0074] (N：0％～0.01％)
[0075] 从特性的稳定化的观点出发，氮(N)优选进行固定，可以使用Ti、Nb及Al等进行固定。如果N的含量增加，则用于N的固定而含有的元素的含量变得大量，导致成本增高。因此，
N的含量优选为0.01％以下。N的含量更优选为0.008％以下。
N的含量优选为0.01％以下。N的含量更优选为0.008％以下。
[0076] (W、Mo：分别为0％～3％)
[0077] 钨(W)及钼(Mo)分别从淬透性的观点出发是有用的元素，通过含有0.01％以上，发挥提高淬透性的效果。另一方面，在W及Mo的含量分别超过3％的情况下，上述效果饱和，而
且成本也上升。因此，W及Mo的含量分别优选设定为0.01％～3％。W及Mo的含量更优选分别
为0.05％以上。W及Mo的含量更优选分别为1％以下。
且成本也上升。因此，W及Mo的含量分别优选设定为0.01％～3％。W及Mo的含量更优选分别
为0.05％以上。W及Mo的含量更优选分别为1％以下。
[0078] (V：0％～2％)
[0079] 钒(V)从淬透性的观点出发是有用的元素，通过含有0.01％以上，就会发挥提高淬透性的效果。但是，在含有V超过2％的情况下，所述效果饱和，而且成本也上升。因此，V的含
量优选设定为0.01％～2％。V的含量更优选为0.05％以上。V的含量更优选为1％以下。
量优选设定为0.01％～2％。V的含量更优选为0.05％以上。V的含量更优选为1％以下。
[0080] (Ti：0％～0.5％)
[0081] 从N固定的观点出发可以含有钛(Ti)，优选以质量％计含有N的含量的约3.4倍的Ti。由于N的含量即使降低也大多成为10ppm(0.001％)左右，因此Ti的含量优选为0.005％
以上。另一方面，在过量含有Ti的情况下，使淬透性降低，而且导致强度的降低。就这样的淬
透性及强度的降低而言，如果Ti的含量超过0.5％则变得显著，因此Ti的含量的上限优选设
定为0.5％。Ti的含量更优选为0.01％以上。Ti的含量更优选为0.1％以下。
以上。另一方面，在过量含有Ti的情况下，使淬透性降低，而且导致强度的降低。就这样的淬
透性及强度的降低而言，如果Ti的含量超过0.5％则变得显著，因此Ti的含量的上限优选设
定为0.5％。Ti的含量更优选为0.01％以上。Ti的含量更优选为0.1％以下。
[0082] (Nb：0％～1％)
[0083] 从N固定的观点出发可以含有铌(Nb)，优选以质量％计含有N的含量的约6.6倍的Nb。由于N的含量即使降低也大多成为10ppm(0.001％)左右，因此Nb的含量优选为0.01％以
上。另一方面，在过量含有Nb的情况下，使淬透性降低，而且导致强度的降低。就这样的淬透
性及强度的降低而言，如果Nb的含量超过1％则变得显著，因此Nb的含量的上限优选设定为
1％。Nb的含量更优选为0.02％以上。Nb的含量更优选为0.1％以下。
上。另一方面，在过量含有Nb的情况下，使淬透性降低，而且导致强度的降低。就这样的淬透
性及强度的降低而言，如果Nb的含量超过1％则变得显著，因此Nb的含量的上限优选设定为
1％。Nb的含量更优选为0.02％以上。Nb的含量更优选为0.1％以下。
[0084] 另外，作为母材1中的化学成分，即使含有Ni、Cu、Sn、Sb等，也不会阻碍本发明的效果。
[0085] (Ni：0％～5％)
[0086] 镍(Ni)从淬透性、以及从与耐冲击特性改善有关的低温韧性的观点出发是有用的元素，通过含有0.01％以上的Ni，可发挥所述效果。但是，即使含有Ni超过5％，上述那样的
效果也饱和，而且成本也上升。因此，也可以在0.01％～5％的范围内含有Ni。
效果也饱和，而且成本也上升。因此，也可以在0.01％～5％的范围内含有Ni。
[0087] (Cu：0％～3％)
[0088] 铜(Cu)从淬透性、以及从韧性的观点出发是有用的元素，通过含有0.01％以上的Cu，可发挥所述效果。但是，即使含有Cu超过3％，上述那样的效果也饱和，而且成本也上升。
另外，过量的Cu会产生铸坯性状的劣化、热轧时的开裂或瑕疵的产生。因此，也可以在
0.01％～3％的范围内含有Cu。
另外，过量的Cu会产生铸坯性状的劣化、热轧时的开裂或瑕疵的产生。因此，也可以在
0.01％～3％的范围内含有Cu。
[0089] (Sn、Sb：分别为0％～0.1％)
[0090] 锡(Sn)及锑(Sb)都是对提高镀覆的润湿性、密合性有效的元素，通过含有0.005％以上的Sn或Sb中的至少任一者，可发挥上述那样的效果。另一方面，在含有Sn或Sb中的至少
任一者超过0.1％的情况下，变得容易在制造时产生瑕疵，而且引起韧性的降低。因此，Sn或
Sb中的至少任一者的含量优选为0.1％以下。
任一者超过0.1％的情况下，变得容易在制造时产生瑕疵，而且引起韧性的降低。因此，Sn或
Sb中的至少任一者的含量优选为0.1％以下。
[0091] (关于其他的成分)
[0092] 对于其他的成分，没有特别规定，但有可能从废料中混入Zr、As等元素。然而，只要混入量为通常的范围，则不会影响本实施方式的母材1的特性。
[0093] 母材1的化学成分的剩余部分为铁及杂质。所谓杂质是指在工业上制造钢材时由于矿石或废料等那样的原料或制造工序的各种主要原因而混入的成分，是指在不会对本实
施方式的镀铝系钢板造成不良影响的范围内被容许的物质。
施方式的镀铝系钢板造成不良影响的范围内被容许的物质。
[0094] 以上，对本实施方式的镀铝系钢板所具备的母材1进行了详细说明。
[0095] <关于铝系镀层2>
[0096] 所谓铝系镀层是指铝镀层及以铝作为主要成分的合金镀层。另外，所谓铝系镀层2是指由铝系镀层构成、且不包含Al与Fe的金属间化合物的镀层。在本实施方式的镀铝系钢
板中，铝系镀层2是按照合计成为100％的方式至少平均含有80％～97％的Al、3％～15％的
Si和杂质的层。铝系镀层2除了含有上述Al及Fe以外，也可以在合计成为100％的条件下平
均含有0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe和合计为0质量％～3质量％的选自
Mg及Ca中的一种以上。以下，对所述铝系镀层2进行详细说明。需要说明的是，本实施方式的
铝系镀层2的化学成分的浓度分布通常是沿厚度方向倾斜，但在本实施方式中，其化学成分
通过平均值来规定。以下，只要没有特别说明，则表示铝系镀层2的化学成分的值为铝系镀
层2整体中的平均值。
板中，铝系镀层2是按照合计成为100％的方式至少平均含有80％～97％的Al、3％～15％的
Si和杂质的层。铝系镀层2除了含有上述Al及Fe以外，也可以在合计成为100％的条件下平
均含有0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe和合计为0质量％～3质量％的选自
Mg及Ca中的一种以上。以下，对所述铝系镀层2进行详细说明。需要说明的是，本实施方式的
铝系镀层2的化学成分的浓度分布通常是沿厚度方向倾斜，但在本实施方式中，其化学成分
通过平均值来规定。以下，只要没有特别说明，则表示铝系镀层2的化学成分的值为铝系镀
层2整体中的平均值。
[0097] (关于铝系镀层2的形成方法)
[0098] 铝系镀层2是出于下述目的而形成的：在热冲压的加热工序中抑制母材上的氧化皮的产生、或者抑制压制成型后的腐蚀。作为所述铝系镀层2的形成方法，以热浸镀法为首，
可列举出电镀法、真空蒸镀法、金属包覆法等各种形成方法。目前，由于在工业上为低成本
而最普及的镀覆法为热浸镀法，所述热浸镀法优选用于铝系镀层2的形成。以下，取热浸镀
法为例，对本实施方式的铝系镀层2进行详细说明。
可列举出电镀法、真空蒸镀法、金属包覆法等各种形成方法。目前，由于在工业上为低成本
而最普及的镀覆法为热浸镀法，所述热浸镀法优选用于铝系镀层2的形成。以下，取热浸镀
法为例，对本实施方式的铝系镀层2进行详细说明。
[0099] (Al：80％～97％)
[0100] 本实施方式的铝系镀层2含有80％以上的Al。Al的熔点为660℃，沸点为2470℃，比作为其他镀覆种的代表性的锌(Zn：熔点为419.5℃、沸点为907℃)的熔点、沸点及Sn(熔点
为231.9℃、沸点为2603℃)的熔点高。因此，从对为了在压制前具有加热工序的热冲压而使
用的钢材的镀覆所要求的抑制母材上的氧化皮生成及抑制加热工序中的因向设备上附着
镀覆成分而引起的污染这样的观点出发，铝系镀层比Zn及Sn更优异。另外，由于在热冲压中
是在加热工序后立即以高温实施压制成型，因此从抑制在镀Zn处理中产生的液体金属脆化
(Liquid Metal Embrittlement：LME)的方面出发，Al系镀层作为热冲压用钢材的镀层也是
优异的。从以上那样的抑制母材上的氧化皮产生、抑制设备污染及抑制LME的观点出发，铝
系镀层3中的Al含量设定为80％以上。另外，如后述那样，由于在本实施方式的铝系镀层2中
Si的含量为3％以上，因此铝系镀层3中的Al含量的上限值为97％。因此，在本实施方式的铝
系镀层2中，Al的含量为80％～97％。Al的含量优选为82％以上、84％以上或86％以上。Al的
含量优选为95％以下、93％以下或90％以下。
为231.9℃、沸点为2603℃)的熔点高。因此，从对为了在压制前具有加热工序的热冲压而使
用的钢材的镀覆所要求的抑制母材上的氧化皮生成及抑制加热工序中的因向设备上附着
镀覆成分而引起的污染这样的观点出发，铝系镀层比Zn及Sn更优异。另外，由于在热冲压中
是在加热工序后立即以高温实施压制成型，因此从抑制在镀Zn处理中产生的液体金属脆化
(Liquid Metal Embrittlement：LME)的方面出发，Al系镀层作为热冲压用钢材的镀层也是
优异的。从以上那样的抑制母材上的氧化皮产生、抑制设备污染及抑制LME的观点出发，铝
系镀层3中的Al含量设定为80％以上。另外，如后述那样，由于在本实施方式的铝系镀层2中
Si的含量为3％以上，因此铝系镀层3中的Al含量的上限值为97％。因此，在本实施方式的铝
系镀层2中，Al的含量为80％～97％。Al的含量优选为82％以上、84％以上或86％以上。Al的
含量优选为95％以下、93％以下或90％以下。
[0101] (Si：3％～15％)
[0102] 本实施方式的铝系镀层2进一步含有3％～15％的Si作为Al以外的成分。通过在热浸镀法中使镀液中含有熔融Si，可以控制在铝系镀覆处理时生成的包含Al与Fe的金属间化
合物的金属间化合物层3的厚度。在Si含量低于3质量％的情况下，有可能在实施镀Al的阶
段金属间化合物层3较厚地生长、在加工时助长镀层的开裂、对耐蚀性造成不良影响。另一
方面，在Si的含量超过15质量％的情况下，有可能Al‑Fe金属间化合物层的厚度被过度抑
制、热冲压时的加热效率降低。因此，Si的含量优选为3质量％～15质量％。Si的含量优选为
5质量％以上、7质量％以上或8质量％以上。Si的含量优选为13质量％以下、11质量％以下
或10质量％以下。
合物的金属间化合物层3的厚度。在Si含量低于3质量％的情况下，有可能在实施镀Al的阶
段金属间化合物层3较厚地生长、在加工时助长镀层的开裂、对耐蚀性造成不良影响。另一
方面，在Si的含量超过15质量％的情况下，有可能Al‑Fe金属间化合物层的厚度被过度抑
制、热冲压时的加热效率降低。因此，Si的含量优选为3质量％～15质量％。Si的含量优选为
5质量％以上、7质量％以上或8质量％以上。Si的含量优选为13质量％以下、11质量％以下
或10质量％以下。
[0103] (Zn：5％以下)
[0104] 通过使铝系镀层2中含有Zn，如上所述有可能产生LME。因此，从抑制LME的方面出发，Zn的含量优选为5质量％以下、4质量％以下或3质量％以下。Zn由于在本实施方式的镀
铝系钢板的铝系镀层2中是不需要的，因此Zn也可以不含有在铝系镀层2中。即，铝系镀层2
的Zn含量也可以为0质量％。
铝系钢板的铝系镀层2中是不需要的，因此Zn也可以不含有在铝系镀层2中。即，铝系镀层2
的Zn含量也可以为0质量％。
[0105] (Fe：5％以下)
[0106] 在使用热浸镀法来形成铝系镀层2的情况下，从浴中的设备或钢带中溶出的Fe有可能在铝系镀层2中含有2～4质量％。在铝系镀层2中，容许2～4质量％的Fe。另一方面，如
果Fe的含量超过5％，则在卷材卷取时在铝系镀层2中产生裂纹，因此有可能无法充分地抑
制热冲压加热时的Fe的氧化皮的产生。因此，铝系镀层2中的Fe的含量优选为5％以下。另一
方面，Fe在本实施方式的镀铝系钢板的铝系镀层2是不需要的，因此Fe也可以不含有在铝系
镀层2中。即，铝系镀层2的Fe含量也可以为0质量％。
果Fe的含量超过5％，则在卷材卷取时在铝系镀层2中产生裂纹，因此有可能无法充分地抑
制热冲压加热时的Fe的氧化皮的产生。因此，铝系镀层2中的Fe的含量优选为5％以下。另一
方面，Fe在本实施方式的镀铝系钢板的铝系镀层2是不需要的，因此Fe也可以不含有在铝系
镀层2中。即，铝系镀层2的Fe含量也可以为0质量％。
[0107] 此外，作为除Fe以外有可能从浴中的设备或钢带中溶出的元素，可列举出Cr、Mo、V、W、Mn等。在不会对本实施方式的镀铝系钢板的特性造成不良影响的范围内，这些元素也
可以作为杂质含有在铝系镀层2中。
可以作为杂质含有在铝系镀层2中。
[0108] 本实施方式的铝系镀层2也可以进一步含有镁(Mg)、钙(Ca)、锶(Sr)及锂(Li)中的至少任一者。这些元素由于在铝系镀层2中不是必需的，因此其含量也可以为0％。另一方
面，特别是Mg及Ca能够提高铝系镀层2的表面的放射率、提高热吸收的效率。另外，根据埃林
汉姆图(Ellingham diagram)，Mg及Ca与Al相比是易氧化性元素。因此，通过合计含有
0.01％以上的Mg及Ca中的至少任一者，热冲压加热工序中的镀层的耐氧化性提高，能够进
一步提高热冲压后的耐蚀性。进而，在热冲压加热时形成的Mg、Ca系的氧化物会提高铝系镀
层2的表面的放射率从而增加热的吸收效率，使热冲压时的加热效率提高。另一方面，如果
合计含有Mg及Ca中的至少任一者超过3％，则会过量地提高氧化性，因此在熔融镀覆处理时
的镀浴中生成氧化膜，导致处理后的镀层外观的降低或产生未镀覆。因此，本实施方式的铝
系镀层2优选合计含有0.01％～3％的Mg及Ca中的至少任一者。Mg及Ca中的至少任一者的合
计含量更优选为0.05％以上。Mg及Ca中的至少任一者的合计含量更优选为1％以下。
面，特别是Mg及Ca能够提高铝系镀层2的表面的放射率、提高热吸收的效率。另外，根据埃林
汉姆图(Ellingham diagram)，Mg及Ca与Al相比是易氧化性元素。因此，通过合计含有
0.01％以上的Mg及Ca中的至少任一者，热冲压加热工序中的镀层的耐氧化性提高，能够进
一步提高热冲压后的耐蚀性。进而，在热冲压加热时形成的Mg、Ca系的氧化物会提高铝系镀
层2的表面的放射率从而增加热的吸收效率，使热冲压时的加热效率提高。另一方面，如果
合计含有Mg及Ca中的至少任一者超过3％，则会过量地提高氧化性，因此在熔融镀覆处理时
的镀浴中生成氧化膜，导致处理后的镀层外观的降低或产生未镀覆。因此，本实施方式的铝
系镀层2优选合计含有0.01％～3％的Mg及Ca中的至少任一者。Mg及Ca中的至少任一者的合
计含量更优选为0.05％以上。Mg及Ca中的至少任一者的合计含量更优选为1％以下。
[0109] 本实施方式的铝系镀层2的化学成分按照合计成为100质量％的方式含有Al、Si、Zn、Fe、Mg、Ca、Sr、Li以及杂质。所谓杂质是指例如从浴中的设备中溶出的成分、从母材钢板
溶出的合金成分及混入镀浴的原料中的成分等，且是在不会对本实施方式的镀铝系钢板的
特性造成不良影响的范围内被容许的成分。
溶出的合金成分及混入镀浴的原料中的成分等，且是在不会对本实施方式的镀铝系钢板的
特性造成不良影响的范围内被容许的成分。
[0110] (关于组成分析方法)
[0111] 作为上述的铝系镀层2的成分确定方法，可列举出使镀层溶解并使用高频电感耦合等离子体(Inductively Coupled Plasma：ICP)发光分光分析法对溶解液进行定量分析
的方法。作为铝系镀层2的溶解方法，例如可列举出浸渍到氢氧化钠水溶液中的方法。具体
而言，如JIS G 3314：2011中记载的那样，可以通过将相对于氢氧化钠(JIS K8576)2g以水
为8mL的比例溶解而调整的水溶液加热至85℃以上，将供试材料(例如尺寸为30×30mm、将
相对于测定的面为相反一侧的面事先用胶带掩蔽)进行浸渍，浸渍直至因镀层的溶解而引
起的发泡消失，从而使铝系镀层2溶解。该方法是利用了下述性质的方法：铝在氢氧化钠水
溶液中溶解，但包含Fe的Al‑Fe金属间化合物层、母材不溶解。
的方法。作为铝系镀层2的溶解方法，例如可列举出浸渍到氢氧化钠水溶液中的方法。具体
而言，如JIS G 3314：2011中记载的那样，可以通过将相对于氢氧化钠(JIS K8576)2g以水
为8mL的比例溶解而调整的水溶液加热至85℃以上，将供试材料(例如尺寸为30×30mm、将
相对于测定的面为相反一侧的面事先用胶带掩蔽)进行浸渍，浸渍直至因镀层的溶解而引
起的发泡消失，从而使铝系镀层2溶解。该方法是利用了下述性质的方法：铝在氢氧化钠水
溶液中溶解，但包含Fe的Al‑Fe金属间化合物层、母材不溶解。
[0112] (关于铝系镀层2及金属间化合物层3的合计厚度)
[0113] 铝系镀层2的厚度没有特别限定。例如，铝系镀层2及金属间化合物层3的合计厚度优选为10μm～40μm。在铝系镀层2及金属间化合物层3的合计厚度为10μm以上的情况下，能
够充分地实现抑制热冲压加热工序中的母材1中的氧化皮的产生及抑制热冲压中的压制成
型后的腐蚀。另一方面，在铝系镀层2及金属间化合物层3的合计厚度为40μm以下的情况下，
通过抑制在热冲压中的压制成型时受到剪切应力或压缩应力的部位处的镀层的剥离，能够
进一步阻碍从剥离的部位产生的腐蚀，进一步抑制压制成型后的腐蚀。
够充分地实现抑制热冲压加热工序中的母材1中的氧化皮的产生及抑制热冲压中的压制成
型后的腐蚀。另一方面，在铝系镀层2及金属间化合物层3的合计厚度为40μm以下的情况下，
通过抑制在热冲压中的压制成型时受到剪切应力或压缩应力的部位处的镀层的剥离，能够
进一步阻碍从剥离的部位产生的腐蚀，进一步抑制压制成型后的腐蚀。
[0114] 作为铝系镀层2及金属间化合物层3的合计厚度的确定方法，例如有下述方法：通过使用光学显微镜或扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)对铝系镀
层2及金属间化合物层3的截面进行观察来测量。
层2及金属间化合物层3的截面进行观察来测量。
[0115] 以上，对本实施方式的镀铝系钢板所具备的铝系镀层2进行了详细说明。
[0116] <关于金属间化合物层3>
[0117] 在本实施方式中，为了实现热冲压时的加热工序中的加热效率的提高，金属间化合物层3发挥最重要的作用。以下，对所述金属间化合物层3进行详细说明。
[0118] (关于金属间化合物层3的成分)
[0119] 金属间化合物层3如上所述是位于母材1与铝系镀层2之间、且包含Al与Fe的金属间化合物的层。所述金属间化合物层3的化学成分没有特别限定。这是由于：只要母材1的化
学成分及铝系镀层2的化学成分为上述范围内、并且按照金属间化合物层3的厚度成为后述
的范围内的方式进行合金化处理，则不论金属间化合物层3的化学成分如何都可得到良好
的特性。金属间化合物层3的化学成分平均通常含有35～65质量％的Al、含有5～15质量％
的Si、剩余部分包含Fe及杂质(如果在铝系镀层2中包含Al及Si以外的成分，则其也包含于
金属间化合物层3中)，但并不限于此。
学成分及铝系镀层2的化学成分为上述范围内、并且按照金属间化合物层3的厚度成为后述
的范围内的方式进行合金化处理，则不论金属间化合物层3的化学成分如何都可得到良好
的特性。金属间化合物层3的化学成分平均通常含有35～65质量％的Al、含有5～15质量％
的Si、剩余部分包含Fe及杂质(如果在铝系镀层2中包含Al及Si以外的成分，则其也包含于
金属间化合物层3中)，但并不限于此。
[0120] 所谓Al与Fe的金属间化合物是指下述概念：不仅包含Fe‑Al系金属间化合物，而且还包含例如Fe‑Al‑Si系金属间化合物等含有Fe及Al以外的元素的金属间化合物。所谓Fe‑
Al系金属间化合物是指例如Fe3Al、FeAl、ε相(由FeAl相和液相通过包晶反应而生成的相)、
FeAl2(ζ)、Fe2Al5(η)、FeAl3(θ)、FeAl5及FeAl4等。所谓Fe‑Al‑Si系金属间化合物是指例如
Al3Fe3Si2(τ1)、Al12Fe5Si5(τ2)、Al9Fe5Si5(τ3)、Al3FeSi2(τ4)、Al15Fe5Si5(τ5)及Al4FeSi(τ5)
等。这些金属间化合物一般在极其硬质、具有脆性的方面具有共同的特性。另外，据认为：关
于热冲压时的热特性，在这些相中也没有特别的差异。因此，在本实施方式的镀铝系钢板
中，Al与Fe的金属间化合物的种类没有特别限定。所述金属间化合物层3的组成是公知的。
Al系金属间化合物是指例如Fe3Al、FeAl、ε相(由FeAl相和液相通过包晶反应而生成的相)、
FeAl2(ζ)、Fe2Al5(η)、FeAl3(θ)、FeAl5及FeAl4等。所谓Fe‑Al‑Si系金属间化合物是指例如
Al3Fe3Si2(τ1)、Al12Fe5Si5(τ2)、Al9Fe5Si5(τ3)、Al3FeSi2(τ4)、Al15Fe5Si5(τ5)及Al4FeSi(τ5)
等。这些金属间化合物一般在极其硬质、具有脆性的方面具有共同的特性。另外，据认为：关
于热冲压时的热特性，在这些相中也没有特别的差异。因此，在本实施方式的镀铝系钢板
中，Al与Fe的金属间化合物的种类没有特别限定。所述金属间化合物层3的组成是公知的。
[0121] 如上所述，由于所述金属间化合物层3一般极其硬质、并且具有脆性，因此在加工的情况下会产生裂纹而成为断裂的起点，并且因所述起点而引起铝系镀层2的开裂。在严重
的情况下，有可能在镀覆后的表皮光轧、施以矫平机时或冲裁工序时金属间化合物层3发生
开裂，铝系镀层2剥落。
的情况下，有可能在镀覆后的表皮光轧、施以矫平机时或冲裁工序时金属间化合物层3发生
开裂，铝系镀层2剥落。
[0122] 另外，上述金属间化合物层3对于热冲压的加热工序的升温速度承担极其重要的作用。在热冲压的加热工序中，使用通电加热、近红外加热、远红外加热、辐射加热等作为加
热方法，但特别是从工业生产率高、坯料尺寸制约少的优点出发，大多使用近红外加热、远
红外加热、辐射加热。在这些加热方法中，钢板表面的放射率都对加热的升温速度造成较大
影响。于是，本发明的发明者们深入研究的结果发现：上述金属间化合物层3对于钢板表面
的放射率的增加是极其重要的。
热方法，但特别是从工业生产率高、坯料尺寸制约少的优点出发，大多使用近红外加热、远
红外加热、辐射加热。在这些加热方法中，钢板表面的放射率都对加热的升温速度造成较大
影响。于是，本发明的发明者们深入研究的结果发现：上述金属间化合物层3对于钢板表面
的放射率的增加是极其重要的。
[0123] 在热冲压时的加热工序中，由于在上述金属间化合物层3中，伴随温度的上升而母材1中(例如母材1的表面附近)的Fe扩散至铝系镀层2中，因此具有高Al浓度的铝系镀层2的
厚度减少，另一方面，金属间化合物层3生长从而厚度增加。在热冲压时的加热工序中，最终
金属间化合物层3会形成至铝系镀层2的最表面。另外，获知：热冲压时的加热过程的升温速
度从室温到750℃左右是慢的，在750℃以上时变快。另外，判明：特别是650～750℃的温度
区域的升温速度最慢。所述现象的原因并不清楚，但由于升温速度变得特别慢的650～750
℃的温度区域接近金属Al的熔点的660℃，因此如以下那样推定。即，据认为：Al本来放射率
低，但如果温度成为650～750℃，则因Al熔融而使表面平滑化从而放射率进一步降低。另
外，在750℃以上的温度区域中，包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物层3形成至表
面，因此放射率提高。据认为：因像这样放射率发生变化而使热的吸收效率也发生变化，因
此会因温度区域不同而使升温速度产生不同。
厚度减少，另一方面，金属间化合物层3生长从而厚度增加。在热冲压时的加热工序中，最终
金属间化合物层3会形成至铝系镀层2的最表面。另外，获知：热冲压时的加热过程的升温速
度从室温到750℃左右是慢的，在750℃以上时变快。另外，判明：特别是650～750℃的温度
区域的升温速度最慢。所述现象的原因并不清楚，但由于升温速度变得特别慢的650～750
℃的温度区域接近金属Al的熔点的660℃，因此如以下那样推定。即，据认为：Al本来放射率
低，但如果温度成为650～750℃，则因Al熔融而使表面平滑化从而放射率进一步降低。另
外，在750℃以上的温度区域中，包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物层3形成至表
面，因此放射率提高。据认为：因像这样放射率发生变化而使热的吸收效率也发生变化，因
此会因温度区域不同而使升温速度产生不同。
[0124] 作为对如果形成Al与Fe的金属间化合物则放射率会提高这一事项给予启示的事实，可列举出：关于铝系镀层2的表面外观，加热前表面外观为具有金属光泽的银白色，与此
相对，如果Al与Fe的金属间化合物形成至铝系镀层2的表面，则表面外观变化为带黑色的颜
色，金属光泽消失。如以上那样获知：在热冲压时的加热过程中，Al与Fe的金属间化合物形
成至铝系镀层2的表面对于加热效率的提高是重要的。
相对，如果Al与Fe的金属间化合物形成至铝系镀层2的表面，则表面外观变化为带黑色的颜
色，金属光泽消失。如以上那样获知：在热冲压时的加热过程中，Al与Fe的金属间化合物形
成至铝系镀层2的表面对于加热效率的提高是重要的。
[0125] 另一方面，由于金属间化合物层如上所述为硬质，因此如果大量地形成则变得容易被断裂，在热冲压的成型时产生镀层密合性的问题。因此，本发明的发明者们想到抑制过
度增厚上述金属间化合物层3的平均厚度、并且以一定的比例形成局部厚的部分。由此，能
够解决镀层密合性的问题，进而在热冲压时的加热工序中使Al与Fe的金属间化合物形成至
铝系镀层的表面，促进加热效率。
度增厚上述金属间化合物层3的平均厚度、并且以一定的比例形成局部厚的部分。由此，能
够解决镀层密合性的问题，进而在热冲压时的加热工序中使Al与Fe的金属间化合物形成至
铝系镀层的表面，促进加热效率。
[0126] (金属间化合物层3的厚度的平均值：2μm～10μm)
[0127] 基于以上的考虑，上述金属间化合物层3的平均厚度设定为2μm～10μm。在厚度的平均值低于2μm的情况下，在热冲压的加热工序中，金属间化合物生长至表面需要时间，无
法充分地得到升温速度的提高。另一方面，在厚度的平均值超过10μm的情况下，在表皮光
轧、矫平机矫正、冲裁工序时等中，产生镀层密合性的问题。金属间化合物层3的厚度的平均
值优选为3μm以上、4μm以上或5μm以上。金属间化合物层3的厚度的平均值优选为10μm以下、
9μm以下或8μm以下。
法充分地得到升温速度的提高。另一方面，在厚度的平均值超过10μm的情况下，在表皮光
轧、矫平机矫正、冲裁工序时等中，产生镀层密合性的问题。金属间化合物层3的厚度的平均
值优选为3μm以上、4μm以上或5μm以上。金属间化合物层3的厚度的平均值优选为10μm以下、
9μm以下或8μm以下。
[0128] (金属间化合物层3的厚度的最大值：10μm～25μm)
[0129] 上述金属间化合物层3的厚度的最大值设定为10μm～25μm。在厚度的最大值低于10μm的情况下，在热冲压的加热工序中，金属间化合物生长至表面需要花费时间，无法充分
地得到升温速度的提高。另一方面，在厚度的最大值超过25μm的情况下，在表皮光轧、矫平
机矫正、冲裁工序时等中，产生镀层密合性的问题。金属间化合物层3的厚度的最大值优选
为10μm以上、12μm以上或15μm以上。金属间化合物层3的厚度的最大值优选为23μm以下、21μ
m以下或18μm以下。
地得到升温速度的提高。另一方面，在厚度的最大值超过25μm的情况下，在表皮光轧、矫平
机矫正、冲裁工序时等中，产生镀层密合性的问题。金属间化合物层3的厚度的最大值优选
为10μm以上、12μm以上或15μm以上。金属间化合物层3的厚度的最大值优选为23μm以下、21μ
m以下或18μm以下。
[0130] (金属间化合物层3的厚度的标准偏差：2μm～10μm)
[0131] 上述金属间化合物层3的厚度的标准偏差设定为2μm～10μm。在厚度的标准偏差低于2μm的情况下，在热冲压的加热工序中，金属间化合物生长至表面需要花费时间，无法充
分地得到升温速度的提高。另一方面，在厚度的标准偏差超过10μm的情况下，在表皮光轧、
矫平机矫正、冲裁工序时等中，产生镀层密合性的问题。金属间化合物层3的厚度的标准偏
差优选为2μm以上、3μm以上或4μm以上。金属间化合物层3的厚度的标准偏差优选为9μm以
下、8μm以下或7μm以下。
分地得到升温速度的提高。另一方面，在厚度的标准偏差超过10μm的情况下，在表皮光轧、
矫平机矫正、冲裁工序时等中，产生镀层密合性的问题。金属间化合物层3的厚度的标准偏
差优选为2μm以上、3μm以上或4μm以上。金属间化合物层3的厚度的标准偏差优选为9μm以
下、8μm以下或7μm以下。
[0132] (关于金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差的测定方法及算出方法)
[0133] 上述厚度的平均值、最大值及标准偏差是在将镀铝系钢板沿厚度方向平行地切断并适当进行了研磨等制备的截面中进行测定。具体而言，使用SEM以300倍的倍率对在截面
中金属间化合物层3所映出的范围进行观察。通过SEM观察而得到的图像可以是二次电子图
像及反射电子图像中的任一者。本实施方式的镀铝系钢板的母材、金属间化合物层及铝系
镀层通常如图3中例示的那样可以通过SEM观察来清楚地进行区分。在母材、金属间化合物
层及铝系镀层的界面无法通过SEM观察来清楚地确认的情况下，利用EPMA进行镀层成分的
面分析，对Fe与Al的金属间化合物进行确定。然后，将包含Fe与Al的金属间化合物的区域视
为金属间化合物层3，将不包含Fe与Al的金属间化合物的Al主体的区域视为铝系镀层2，将
不包含Fe与Al的金属间化合物的Fe主体的区域视为母材1。
中金属间化合物层3所映出的范围进行观察。通过SEM观察而得到的图像可以是二次电子图
像及反射电子图像中的任一者。本实施方式的镀铝系钢板的母材、金属间化合物层及铝系
镀层通常如图3中例示的那样可以通过SEM观察来清楚地进行区分。在母材、金属间化合物
层及铝系镀层的界面无法通过SEM观察来清楚地确认的情况下，利用EPMA进行镀层成分的
面分析，对Fe与Al的金属间化合物进行确定。然后，将包含Fe与Al的金属间化合物的区域视
为金属间化合物层3，将不包含Fe与Al的金属间化合物的Al主体的区域视为铝系镀层2，将
不包含Fe与Al的金属间化合物的Fe主体的区域视为母材1。
[0134] 如图5中例示的那样，在20个部位对所得到的观察照片中的金属间化合物层3的厚度进行测定。测定是在观察照片内以等间隔地实施，测定部位间的距离设定为6.5μm。在本
实施方式的镀铝系钢板中，母材1与金属间化合物层3的界面以及金属间化合物层3与铝系
镀层2的界面通常成为不规则的形状，这样的不规则形状需要反映到各测定部位处的厚度
测定值上。
实施方式的镀铝系钢板中，母材1与金属间化合物层3的界面以及金属间化合物层3与铝系
镀层2的界面通常成为不规则的形状，这样的不规则形状需要反映到各测定部位处的厚度
测定值上。
[0135] 使用观察照片中测定到的各测定部位处的金属间化合物层3的厚度值d1～d20，可以如下所述求出观察照片中的金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差。即，
将d1～d20的算术平均值dAVE设定为观察照片中的金属间化合物层3的厚度的平均值。将d1～
d20中的最大值设定为观察照片中的金属间化合物层3的厚度的最大值。观察照片中的金属
间化合物层3的厚度的标准偏差按照以下的式子来算出。
将d1～d20的算术平均值dAVE设定为观察照片中的金属间化合物层3的厚度的平均值。将d1～
d20中的最大值设定为观察照片中的金属间化合物层3的厚度的最大值。观察照片中的金属
间化合物层3的厚度的标准偏差按照以下的式子来算出。
[0136] [数学式1]
[0137]
[0138] 其中，s为金属间化合物层3的厚度的标准偏差，i为测定编号(1～20)，dAVE如上所述为d1～d20的算术平均值。图5是对于这些厚度的平均值、最大值、标准偏差而言对本实施
方式的金属间化合物层3进行实测的例子。
方式的金属间化合物层3进行实测的例子。
[0139] 以上，对本实施方式的镀铝系钢板所具备的金属间化合物层3进行了详细说明。
[0140] <关于含氧化物的区域4>
[0141] 如图2中示意性表示的那样，在本实施方式的镀铝系钢板中，优选在母材1的内部的母材1与金属间化合物层3的界面附近存在含氧化物的区域4。本发明的发明者们进行深
入研究的结果表明：通过设置上述含氧化物的区域4，可更有效地形成Al与Fe的金属间化合
物。其原因并不清楚，但据认为是由于：通过在母材1的表面附近存在氧化物从而母材1表面
附近的Fe以外的元素的固溶量减少，Fe向铝系镀层2的扩散被促进。通过促进Fe向铝系镀层
2的扩散，直至在铝系镀层2表面形成Al与Fe的金属间化合物为止的时间变短，其结果是，钢
板的加热效率更进一步提高(即，升温速度更进一步提高。)。
入研究的结果表明：通过设置上述含氧化物的区域4，可更有效地形成Al与Fe的金属间化合
物。其原因并不清楚，但据认为是由于：通过在母材1的表面附近存在氧化物从而母材1表面
附近的Fe以外的元素的固溶量减少，Fe向铝系镀层2的扩散被促进。通过促进Fe向铝系镀层
2的扩散，直至在铝系镀层2表面形成Al与Fe的金属间化合物为止的时间变短，其结果是，钢
板的加热效率更进一步提高(即，升温速度更进一步提高。)。
[0142] (关于含氧化物的区域4的存在范围)
[0143] 所述含氧化物的区域4优选存在于朝向母材1的厚度中心方向从母材1与金属间化合物层3的界面起直至5μm的范围内。
[0144] (关于氧化物含量)
[0145] 所述含氧化物的区域4优选以1质量％～10质量％的合计含量含有Si、Mn、Cr及B中的至少任一者的氧化物。通过所述氧化物的合计含量设定为1％以上，能够可靠地得到上述
那样的效果。另一方面，如果将氧化物的合计含量设定为10质量％以下，则能够确保铁向镀
层中的扩散，更高地保证加热效率。进而，如果将氧化物的合计含量设定为10质量％以下，
则能够更高地保证镀层密合性。氧化物的合计含量优选为10质量％以下。
那样的效果。另一方面，如果将氧化物的合计含量设定为10质量％以下，则能够确保铁向镀
层中的扩散，更高地保证加热效率。进而，如果将氧化物的合计含量设定为10质量％以下，
则能够更高地保证镀层密合性。氧化物的合计含量优选为10质量％以下。
[0146] (关于氧化物含量的确定方法)
[0147] 上述那样的氧化物的合计含量可以如以下那样操作进行确定。
[0148] 即，在沿着钢板的厚度方向切断的截面中，对从母材1与金属间化合物层3的界面起向母材内为5μm以内的任意的100个部位以EPMA进行分析。测定部位彼此的距离设定为
0.2μm以上，在从母材1与金属间化合物层3的界面起向母材内为5μm以内的区域中需要使测
定部位均等地分散。在本说明书中，如以下那样规定氧化物的合计含量。通过EPMA分析，对
下述部位的数目进行计数：Si、Mn、Cr、B的强度与从母材1与金属间化合物层3的界面起向母
材内为30μm的深度的位置处的强度相比浓集至3倍以上的部位、并且关于氧(O)也见到浓集
的峰的部位。进而，将所得到的部位数除以100而得到的比例以100分率表示的数值作为氧
化物的合计含量(这里表示为“质量％”)。
0.2μm以上，在从母材1与金属间化合物层3的界面起向母材内为5μm以内的区域中需要使测
定部位均等地分散。在本说明书中，如以下那样规定氧化物的合计含量。通过EPMA分析，对
下述部位的数目进行计数：Si、Mn、Cr、B的强度与从母材1与金属间化合物层3的界面起向母
材内为30μm的深度的位置处的强度相比浓集至3倍以上的部位、并且关于氧(O)也见到浓集
的峰的部位。进而，将所得到的部位数除以100而得到的比例以100分率表示的数值作为氧
化物的合计含量(这里表示为“质量％”)。
[0149] 以上，对本实施方式的镀铝系钢板能够具备的含氧化物的区域4进行了说明。
[0150] [关于镀铝系钢板的制造方法]
[0151] 接着，对本发明的实施方式的热冲压用加热效率优异的镀铝系钢板的制造方法进行详细说明。
[0152] 本实施方式的镀铝系钢板的制造方法具备以下工序：将钢板坯进行热轧而得到热轧钢板的工序；将热轧钢板卷取的工序；将热轧钢板进行酸洗的工序；将热轧钢板进行冷轧
而得到冷轧钢板的工序；和对冷轧钢板连续地进行退火处理及熔融铝系镀覆处理的工序。
钢板坯的成分以质量％计含有C：0.15％～0.5％、Si：0.01％～2.0％、Mn：0.3％～5.0％、
Cr：0.01％～2.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：0.0002％～0.01％、N：
0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～0.5％、Nb：0％～1％、Ni：
0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％～0.1％及Sb：0％～0.1％，剩余部分包含Fe及杂质。即，钢
板坯的成分与母材1的成分相等。钢板坯的优选成分依据上述的母材1的优选化学成分。另
外，在本实施方式的镀铝系钢板的制造方法中，将卷取中的钢板卷取温度CT设定为700℃～
850℃，将冷轧之后的冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm，熔融铝系镀
覆处理中的镀浴按照合计成为100质量％的方式含有80质量％～97质量％的Al、3质量％～
15质量％的Si、杂质、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe和合计为0质量％～3
质量％的选自Mg及Ca中的一种以上。在本实施方式的镀铝系钢板的制造方法中，在退火处
理中，也可以将板温为650℃～900℃的范围的退火气氛的水蒸汽分压PH2O与氢分压PH2的关
系式log(PH2O/PH2)的值设定为‑3～‑0.5，将板温下的退火时间设定为60秒～500秒。在本实
施方式的镀铝系钢板的制造方法中，镀浴也可以合计含有0.01质量％～3质量％的选自Mg
及Ca中的1种以上。
而得到冷轧钢板的工序；和对冷轧钢板连续地进行退火处理及熔融铝系镀覆处理的工序。
钢板坯的成分以质量％计含有C：0.15％～0.5％、Si：0.01％～2.0％、Mn：0.3％～5.0％、
Cr：0.01％～2.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、Al：0.5％以下、B：0.0002％～0.01％、N：
0％～0.01％、W：0％～3％、Mo：0％～3％、V：0％～2％、Ti：0％～0.5％、Nb：0％～1％、Ni：
0％～5％、Cu：0％～3％、Sn：0％～0.1％及Sb：0％～0.1％，剩余部分包含Fe及杂质。即，钢
板坯的成分与母材1的成分相等。钢板坯的优选成分依据上述的母材1的优选化学成分。另
外，在本实施方式的镀铝系钢板的制造方法中，将卷取中的钢板卷取温度CT设定为700℃～
850℃，将冷轧之后的冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm，熔融铝系镀
覆处理中的镀浴按照合计成为100质量％的方式含有80质量％～97质量％的Al、3质量％～
15质量％的Si、杂质、0质量％～5质量％的Zn、0质量％～5质量％的Fe和合计为0质量％～3
质量％的选自Mg及Ca中的一种以上。在本实施方式的镀铝系钢板的制造方法中，在退火处
理中，也可以将板温为650℃～900℃的范围的退火气氛的水蒸汽分压PH2O与氢分压PH2的关
系式log(PH2O/PH2)的值设定为‑3～‑0.5，将板温下的退火时间设定为60秒～500秒。在本实
施方式的镀铝系钢板的制造方法中，镀浴也可以合计含有0.01质量％～3质量％的选自Mg
及Ca中的1种以上。
[0153] 以下，对更具体的制造条件进行详细说明。根据满足以下说明的制造条件的制造方法，能够适宜地制造本实施方式的镀铝系钢板。但是，当然本实施方式的镀铝系钢板的制
造方法没有特别限定。具有上述的构成的镀铝系钢板不管其制造条件如何，都可视为本实
施方式的镀铝系钢板。
造方法没有特别限定。具有上述的构成的镀铝系钢板不管其制造条件如何，都可视为本实
施方式的镀铝系钢板。
[0154] <炼钢、铸造、热轧、卷取>
[0155] 按照满足之前说明的那样的母材1的化学组成的方式在炼钢工序中调整了钢的化学成分后，将该钢通过连续铸造制成板坯。对于所得到的板坯(钢)，例如在1300℃以下的加
热温度(例如1000～1300℃)下开始热轧，在900℃前后(例如850～950℃)完成热轧，由此得
到热轧钢板。热轧率例如设定为60～90％即可。
热温度(例如1000～1300℃)下开始热轧，在900℃前后(例如850～950℃)完成热轧，由此得
到热轧钢板。热轧率例如设定为60～90％即可。
[0156] (关于热轧处理后的热轧钢板的卷取温度CT)
[0157] 热轧后的热轧钢板的卷取温度CT对于加热效率优异的热冲压用镀铝系钢板而言是重要的条件之一。一般而言，从在卷取后的放冷中抑制热轧钢板中产生的碳化物(使原材
料的延展性劣化)的目的出发，卷取温度CT优选为500～600℃左右的低温。但是，本发明的
发明者们发现：通过将钢板卷取温度CT设定为700℃以上，能够控制熔融铝系镀覆后的金属
间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差，以使热冲压的加热工序中的加热效率变
得优异。关于其理由并不清楚，但本发明的发明者们如以下那样推定。即，上述金属间化合
物3由于是在熔融铝系镀覆处理时通过作为镀层成分的Al与母材1中的Fe的反应而形成，因
此母材1中的Fe的反应性对于金属间化合物的生成变得重要。这里，通过将钢板卷取温度CT
设定为700℃以上，能够促进母材1中含有的Fe以外的元素向母材表面的扩散。由于热轧的
气氛为大气，因此在热轧与卷取之间的期间，Fe氧化皮在母材(热轧钢板)表面形成，并且到
达至母材表面的Fe以外的元素也容易被氧化，形成Fe与Fe以外的元素的复合氧化皮，或者
在Fe氧化皮与母材的界面形成次生氧化皮(subscale)等。所述氧化皮都可通过后续工序的
酸洗被除去，但在母材表面Fe以外的元素的浓度减少，Fe浓度相对增加。据认为：由此在熔
融铝系镀覆处理中Fe向铝系镀层中的扩散得以促进。进而，由于母材表面附近的Fe以外的
元素的浓度减少在Fe的晶体晶界处特别得以促进，因此能够增大金属间化合物层3的厚度
的最大值、标准偏差的值。另外，还确认到使母材1中的Fe容易向铝系镀层中扩散的效果，热
冲压时的加热工序中的钢板的加热效率也变得优异。此外，虽然如上所述通过卷取温度的
高温化而产生碳化物，但是通过热冲压时的加热会被溶解，因此即使将本申请的钢板卷取
温度CT设定为700℃以上，也不会对作为部件特性而言重要的热冲压后的材质产生特别的
劣化。
料的延展性劣化)的目的出发，卷取温度CT优选为500～600℃左右的低温。但是，本发明的
发明者们发现：通过将钢板卷取温度CT设定为700℃以上，能够控制熔融铝系镀覆后的金属
间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差，以使热冲压的加热工序中的加热效率变
得优异。关于其理由并不清楚，但本发明的发明者们如以下那样推定。即，上述金属间化合
物3由于是在熔融铝系镀覆处理时通过作为镀层成分的Al与母材1中的Fe的反应而形成，因
此母材1中的Fe的反应性对于金属间化合物的生成变得重要。这里，通过将钢板卷取温度CT
设定为700℃以上，能够促进母材1中含有的Fe以外的元素向母材表面的扩散。由于热轧的
气氛为大气，因此在热轧与卷取之间的期间，Fe氧化皮在母材(热轧钢板)表面形成，并且到
达至母材表面的Fe以外的元素也容易被氧化，形成Fe与Fe以外的元素的复合氧化皮，或者
在Fe氧化皮与母材的界面形成次生氧化皮(subscale)等。所述氧化皮都可通过后续工序的
酸洗被除去，但在母材表面Fe以外的元素的浓度减少，Fe浓度相对增加。据认为：由此在熔
融铝系镀覆处理中Fe向铝系镀层中的扩散得以促进。进而，由于母材表面附近的Fe以外的
元素的浓度减少在Fe的晶体晶界处特别得以促进，因此能够增大金属间化合物层3的厚度
的最大值、标准偏差的值。另外，还确认到使母材1中的Fe容易向铝系镀层中扩散的效果，热
冲压时的加热工序中的钢板的加热效率也变得优异。此外，虽然如上所述通过卷取温度的
高温化而产生碳化物，但是通过热冲压时的加热会被溶解，因此即使将本申请的钢板卷取
温度CT设定为700℃以上，也不会对作为部件特性而言重要的热冲压后的材质产生特别的
劣化。
[0158] 为了得到以上的效果，将钢板卷取温度CT设定为700℃以上。另外，如果钢板卷取温度CT超过850℃，则除了金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值、标准偏差过量变大以
外，而且热轧的温度确保也变得困难。因此，钢板卷取温度CT以850℃作为上限。热轧后的钢
板卷取温度CT优选为710℃以上或720℃以上。热轧后的钢板卷取温度CT优选为830℃以下
或810℃以下。
外，而且热轧的温度确保也变得困难。因此，钢板卷取温度CT以850℃作为上限。热轧后的钢
板卷取温度CT优选为710℃以上或720℃以上。热轧后的钢板卷取温度CT优选为830℃以下
或810℃以下。
[0159] <酸洗处理>
[0160] 卷取后的热轧钢板的酸洗处理的条件并没有特别限定，可以是盐酸酸洗、硫酸酸洗等任一种方法，但由于与硫酸酸洗相比盐酸酸洗更容易维持钢板表面的Fe以外的元素浓
度的减少，因此优选为盐酸酸洗。另外，通过使Fe与Fe以外的元素的复合氧化皮及在Fe氧化
皮与上述母材1的界面处产生的次生氧化皮残留一部分，也能够在后续工序的熔融铝系镀
覆处理后的母材内部形成含氧化物的区域。因此，酸洗时间优选设定为600秒以下。但是，在
酸洗时间低于10秒的情况下，Fe氧化皮残留从而在熔融镀覆处理时形成未镀覆，因此不实
用。因此，酸洗时间优选为10秒～600秒。酸洗时间更优选为20秒～400秒。
度的减少，因此优选为盐酸酸洗。另外，通过使Fe与Fe以外的元素的复合氧化皮及在Fe氧化
皮与上述母材1的界面处产生的次生氧化皮残留一部分，也能够在后续工序的熔融铝系镀
覆处理后的母材内部形成含氧化物的区域。因此，酸洗时间优选设定为600秒以下。但是，在
酸洗时间低于10秒的情况下，Fe氧化皮残留从而在熔融镀覆处理时形成未镀覆，因此不实
用。因此，酸洗时间优选为10秒～600秒。酸洗时间更优选为20秒～400秒。
[0161] <冷轧>
[0162] (关于冷轧率及冷轧钢板表面粗糙度)
[0163] 酸洗后，热轧钢板被冷轧。所述冷轧中的冷轧率例如可以设定为30～90％，优选为40％～70％。
[0164] 另外，据认为：需要在通过应用上述的卷取条件而使合金成分的一部分被除去从而提高了Fe浓度的母材表面通过冷轧来形成凹凸。通过增大冷轧后的钢板(即冷轧钢板)的
表面粗糙度，能够提高铝系镀层2与母材1的接触表面积，进一步提高Fe的扩散效率。另外，
通过使铝系镀层2与母材1的界面变得不均匀，能够使Fe的扩散进一步不均匀，从而增大金
属间化合物层的厚度的标准偏差。获知：实际上金属间化合物层的厚度的凹凸不是单纯预
想的沿着母材表面的凹凸的凹凸，而是如图3中所示的那样，母材表面越凹陷，则金属间化
合物层变得越厚。
表面粗糙度，能够提高铝系镀层2与母材1的接触表面积，进一步提高Fe的扩散效率。另外，
通过使铝系镀层2与母材1的界面变得不均匀，能够使Fe的扩散进一步不均匀，从而增大金
属间化合物层的厚度的标准偏差。获知：实际上金属间化合物层的厚度的凹凸不是单纯预
想的沿着母材表面的凹凸的凹凸，而是如图3中所示的那样，母材表面越凹陷，则金属间化
合物层变得越厚。
[0165] 为了得到该效果，将冷轧后的母材的表面粗糙度以算术平均粗糙度Ra计设定为0.5μm～5μm是重要的。通过将表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm以上，从而熔融铝系镀
覆处理中的Fe向铝系镀层中的扩散会特别局部地得以促进，金属间化合物层3的厚度的平
均值、最大值及标准偏差的值变大。进而，如果算术平均粗糙度Ra为0.5μm以上，则在热冲压
时的加热工序中Fe变得容易向铝系镀层2中扩散。其结果是，能够以短时间合金化至铝系镀
层2的表面，因此热冲压时的加热过程中的加热效率提高。另一方面，如果算术平均粗糙度
Ra超过5μm，则除了金属间化合物层3的厚度过量地变得不均匀、热冲压时的成型性降低以
外，而且会损伤熔融镀覆生产线的退火炉内的炉底辊。因此，算术平均粗糙度Ra设定为5μm
以下。冷轧后的钢板的表面粗糙度(算术平均粗糙度Ra)优选为0.7μm以上或0.9μm以上。冷
轧后的母材的表面粗糙度(算术平均粗糙度Ra)优选为4μm以下或3μm以下。
覆处理中的Fe向铝系镀层中的扩散会特别局部地得以促进，金属间化合物层3的厚度的平
均值、最大值及标准偏差的值变大。进而，如果算术平均粗糙度Ra为0.5μm以上，则在热冲压
时的加热工序中Fe变得容易向铝系镀层2中扩散。其结果是，能够以短时间合金化至铝系镀
层2的表面，因此热冲压时的加热过程中的加热效率提高。另一方面，如果算术平均粗糙度
Ra超过5μm，则除了金属间化合物层3的厚度过量地变得不均匀、热冲压时的成型性降低以
外，而且会损伤熔融镀覆生产线的退火炉内的炉底辊。因此，算术平均粗糙度Ra设定为5μm
以下。冷轧后的钢板的表面粗糙度(算术平均粗糙度Ra)优选为0.7μm以上或0.9μm以上。冷
轧后的母材的表面粗糙度(算术平均粗糙度Ra)优选为4μm以下或3μm以下。
[0166] 母材的表面的算术平均粗糙度能够介由冷轧用的辊的表面粗糙度来控制。另外，由于对辊的加压力及母材通过辊的速度也会影响母材的表面的算术平均粗糙度，因此可以
作为母材的表面的算术平均粗糙度的控制因素来利用。
作为母材的表面的算术平均粗糙度的控制因素来利用。
[0167] 此外，通过进行将表面粗糙度设定为上述的范围内和将卷取温度设定为上述的范围内来提高母材表面的Fe浓度这两者，从而最终所得到的金属间化合物层的厚度的平均
值、最大值及标准偏差全部被优选地控制。仅介由卷取温度或表面粗糙度中的任一者的最
优化，难以优选地制造金属间化合物层。例如，提高金属间化合物层的厚度的标准偏差可以
通过将卷取温度设定为超过上述范围的温度来实现，也可以通过将表面粗糙度设定为超过
上述范围的粗糙度来实现，但在该情况下，金属间化合物层的厚度的平均值及最大值中的
任一者或两者变得过量。作为这样的卷取温度会对母材的表面粗糙度协同地造成影响的理
由，据认为有可能是：通过提高卷取温度从而母材表面被脱碳而发生了软质化，因此之后的
冷轧时的辊的表面粗糙度对母材的表面粗糙度造成的影响得以促进。
值、最大值及标准偏差全部被优选地控制。仅介由卷取温度或表面粗糙度中的任一者的最
优化，难以优选地制造金属间化合物层。例如，提高金属间化合物层的厚度的标准偏差可以
通过将卷取温度设定为超过上述范围的温度来实现，也可以通过将表面粗糙度设定为超过
上述范围的粗糙度来实现，但在该情况下，金属间化合物层的厚度的平均值及最大值中的
任一者或两者变得过量。作为这样的卷取温度会对母材的表面粗糙度协同地造成影响的理
由，据认为有可能是：通过提高卷取温度从而母材表面被脱碳而发生了软质化，因此之后的
冷轧时的辊的表面粗糙度对母材的表面粗糙度造成的影响得以促进。
[0168] (关于算术平均粗糙度Ra的测定方法)
[0169] 冷轧后的钢板的算术平均粗糙度Ra可以通过依据JIS B0601(2013)(与ISO4287对应的标准)并使用接触式表面粗糙度计对冷轧钢板的表面进行测定来求出。在本实施方式
中，将实施5次上述方法而得到的值的平均值设定为冷轧后的钢板的算术平均粗糙度Ra。
中，将实施5次上述方法而得到的值的平均值设定为冷轧后的钢板的算术平均粗糙度Ra。
[0170] <退火工序>
[0171] 由上述处理得到的冷轧钢板通过熔融镀覆生产线连续地进行再结晶退火、熔融铝系镀覆处理。熔融镀覆生产线中的退火使用采用了辐射管加热的全还原炉、或将一般被称
为森吉米尔型退火炉的通过燃烧气体来进行加热的氧化炉和采用辐射管加热来进行加热
的还原炉并设而成的氧化‑还原炉等，通过任一类型的加热炉都可达成本实施方式。退火工
序的最高到达板温优选设定为700℃～900℃。另外，在退火工序中在板温为650℃～900℃
的范围内，退火气氛优选设定为，以将水蒸汽分压PH2O除以氢分压PH2而得到的值的常用对数
log(PH2O/PH2)所表示的氧势的值为‑3～‑0.5的气氛，并且将所述范围内的退火时间设定为
60秒～500秒。例如，在将最高到达温度设定为750℃的情况下，控制上述氧势的温度范围优
选设定为板温为650℃～750℃的范围，优选在该温度范围内将退火时间设定为60秒～500
秒。
为森吉米尔型退火炉的通过燃烧气体来进行加热的氧化炉和采用辐射管加热来进行加热
的还原炉并设而成的氧化‑还原炉等，通过任一类型的加热炉都可达成本实施方式。退火工
序的最高到达板温优选设定为700℃～900℃。另外，在退火工序中在板温为650℃～900℃
的范围内，退火气氛优选设定为，以将水蒸汽分压PH2O除以氢分压PH2而得到的值的常用对数
log(PH2O/PH2)所表示的氧势的值为‑3～‑0.5的气氛，并且将所述范围内的退火时间设定为
60秒～500秒。例如，在将最高到达温度设定为750℃的情况下，控制上述氧势的温度范围优
选设定为板温为650℃～750℃的范围，优选在该温度范围内将退火时间设定为60秒～500
秒。
[0172] (关于氧势)
[0173] 为了将制品的品质维持恒定，要求控制炉内气氛。作为炉内气氛的指标有时使用氧势，氧势是由使用了常用对数的水蒸汽分压PH2O与氢分压PH2的关系式log(PH2O/PH2)来表
示。此时，PH2O为炉内的水蒸汽分压，PH2为炉内的氢分压。可以通过钢板温度和所述氧势来控
制钢板的氧化状态。
示。此时，PH2O为炉内的水蒸汽分压，PH2为炉内的氢分压。可以通过钢板温度和所述氧势来控
制钢板的氧化状态。
[0174] 在本实施方式中，在退火中的板温为650℃～900℃的范围内，上述氧势的值优选为‑3～‑0.5。一般而言，已知钢板中含有的Si及Mn等元素会在钢板表面形成氧化膜。由于所
述氧化膜，在后续工序的热冲压中的加热工序中，Fe的扩散受到阻碍。然而，通过将氧势设
定为‑3以上，从而产生Si或Mn、Cr、B等元素在钢板内部氧化的所谓内部氧化，因此能够抑制
钢板表面的氧化膜的形成。因此，氧势优选为‑3以上。另一方面，如果氧势超过‑0.5，则有可
能大量地生成Fe的氧化物，在退火后的熔融镀覆处理时铝系镀层以针孔状排斥开从而产生
未镀覆。氧势的值更优选为‑3～‑1。
述氧化膜，在后续工序的热冲压中的加热工序中，Fe的扩散受到阻碍。然而，通过将氧势设
定为‑3以上，从而产生Si或Mn、Cr、B等元素在钢板内部氧化的所谓内部氧化，因此能够抑制
钢板表面的氧化膜的形成。因此，氧势优选为‑3以上。另一方面，如果氧势超过‑0.5，则有可
能大量地生成Fe的氧化物，在退火后的熔融镀覆处理时铝系镀层以针孔状排斥开从而产生
未镀覆。氧势的值更优选为‑3～‑1。
[0175] (关于最高到达板温及退火时间)
[0176] 退火工序中的最高到达板温如之前提及的那样，可以设定为700℃～900℃。在退火工序中的最高到达板温低于700℃的情况下，板温有可能低于熔融铝系镀浴的熔点，因此
有可能熔融铝系镀层的附着性降低，因此是不优选的；在退火工序中的最高到达板温超过
900℃的情况下，在表面形成易氧化性元素即Si或Mn的氧化膜，熔融铝系镀层的附着受到阻
碍从而以针孔状形成未镀覆，因此是不优选的。另外，为了充分地促进Si及Mn等元素的内部
氧化，板温为650℃～900℃的范围内的氧势为‑3～‑0.5时的退火时间优选为60秒以上。另
外，如果过量地生成内部氧化物，则在热冲压中的压制成型时，从生成有所述内部氧化物的
部分产生剥离的可能性变高。因此，在板温为650℃～900℃的范围内氧势为‑3～‑0.5时的
退火时间优选为500秒以下。所述退火时间更优选为80秒～400秒。
有可能熔融铝系镀层的附着性降低，因此是不优选的；在退火工序中的最高到达板温超过
900℃的情况下，在表面形成易氧化性元素即Si或Mn的氧化膜，熔融铝系镀层的附着受到阻
碍从而以针孔状形成未镀覆，因此是不优选的。另外，为了充分地促进Si及Mn等元素的内部
氧化，板温为650℃～900℃的范围内的氧势为‑3～‑0.5时的退火时间优选为60秒以上。另
外，如果过量地生成内部氧化物，则在热冲压中的压制成型时，从生成有所述内部氧化物的
部分产生剥离的可能性变高。因此，在板温为650℃～900℃的范围内氧势为‑3～‑0.5时的
退火时间优选为500秒以下。所述退火时间更优选为80秒～400秒。
[0177] (关于测定方法)
[0178] 需要说明的是，退火时的钢板温度可以使用预先配置于退火设备内的放射温度计或附设于钢板自身的热电偶来进行测定。另外，水蒸汽分压PH2O可以通过预先配置于退火设
备内的露点计进行测定，氢分压PH2可以由导入至退火炉内的氢的流量在导入的全部气体的
流量中所占的比例通过计算来求出。需要说明的是，一般而言，导入至熔融镀覆生产线的退
火炉内的气氛为氢和氮，氢的比例为1％～20％。
备内的露点计进行测定，氢分压PH2可以由导入至退火炉内的氢的流量在导入的全部气体的
流量中所占的比例通过计算来求出。需要说明的是，一般而言，导入至熔融镀覆生产线的退
火炉内的气氛为氢和氮，氢的比例为1％～20％。
[0179] <铝系镀覆处理工序>
[0180] (铝系镀层附着量)
[0181] 在上述那样的退火后，在冷却中连续地将钢板浸渍于熔融铝浴中，通过擦拭处理控制铝系镀液的附着量来形成铝系镀层2。铝系镀层2的附着量并没有特别限定，但例如优
2 2 2
选为30g/m～120g/m 。在附着量低于30g/m的情况下，有可能热冲压后的耐蚀性不足。另一
2
方面，在附着量超过120g/m的情况下，有可能产生下述问题：在热冲压的加热工序中，直至
Fe充分扩散为止的时间变长而导致生产率的降低；在热冲压的成型时镀层发生剥离。铝系
2 2
镀层2的附着量更优选为40g/m以上。铝系镀层2的附着量更优选为100g/m以下。
2 2 2
选为30g/m～120g/m 。在附着量低于30g/m的情况下，有可能热冲压后的耐蚀性不足。另一
2
方面，在附着量超过120g/m的情况下，有可能产生下述问题：在热冲压的加热工序中，直至
Fe充分扩散为止的时间变长而导致生产率的降低；在热冲压的成型时镀层发生剥离。铝系
2 2
镀层2的附着量更优选为40g/m以上。铝系镀层2的附着量更优选为100g/m以下。
[0182] (关于铝系镀层的附着量测定方法)
[0183] 作为上述铝系镀层2的附着量的确定方法，例如可列举出氢氧化钠‑六亚甲基四2
胺·盐酸剥离重量法。具体而言，如JIS G 3314：2011中记载的那样，准备规定的面积S(m)
(例如50×50mm)的试验片，测定重量w1(g)。之后，依次浸渍于氢氧化钠水溶液、添加有六亚
甲基四胺的盐酸水溶液中，浸渍直至因镀层的溶解而引起的发泡消失后，立即进行水洗并
2
再次测定重量w2(g)。此时，铝系镀层的附着量(g/m)可以由(w1‑w2)/S求出。
胺·盐酸剥离重量法。具体而言，如JIS G 3314：2011中记载的那样，准备规定的面积S(m)
(例如50×50mm)的试验片，测定重量w1(g)。之后，依次浸渍于氢氧化钠水溶液、添加有六亚
甲基四胺的盐酸水溶液中，浸渍直至因镀层的溶解而引起的发泡消失后，立即进行水洗并
2
再次测定重量w2(g)。此时，铝系镀层的附着量(g/m)可以由(w1‑w2)/S求出。
[0184] <关于熔融铝浴的成分>
[0185] (Al：80％～97％)
[0186] 关于上述熔融铝浴的成分，Al含量设定为80质量％以上。在Al含量低于80％的情况下，耐氧化性差，在热冲压加热时产生氧化皮。另外，如后述那样，由于熔融铝浴中的Si的
含量为3％以上，因此Al含量设定为97％以下。熔融铝浴中的Al含量优选为82％以上或84％
以上。熔融铝浴中的Al含量优选为95％以下或93％以下。
含量为3％以上，因此Al含量设定为97％以下。熔融铝浴中的Al含量优选为82％以上或84％
以上。熔融铝浴中的Al含量优选为95％以下或93％以下。
[0187] (Si：3％～15％)
[0188] 铝系镀层2中含有的Si会对热冲压加热时产生的Al与Fe的反应造成影响。在热冲压时的加热工序中，如果Al与Fe过度反应，则有可能损害铝系镀层2自身的压制成型性。另
一方面，在热冲压时的加热工序中，如果所述反应被过度抑制，则有可能导致Al向压制模具
上的附着。为了避免所述问题，熔融铝浴中的Si含量设定为3％～15％。熔融铝浴中的Si含
量优选为5％以上或7％以上。熔融铝浴中的Si含量优选为13％以下或11％以下。
一方面，在热冲压时的加热工序中，如果所述反应被过度抑制，则有可能导致Al向压制模具
上的附着。为了避免所述问题，熔融铝浴中的Si含量设定为3％～15％。熔融铝浴中的Si含
量优选为5％以上或7％以上。熔融铝浴中的Si含量优选为13％以下或11％以下。
[0189] (Mg、Ca：合计为0％～3％)
[0190] 另外，为了提高铝系镀层2的耐氧化性，也可以含有镁(Mg)、钙(Ca)、锶(Sr)及锂(Li)中的至少任一者，特别优选含有相对于熔融铝浴为合计为0.01％～3％的Mg及Ca中的
至少任一者。在将Mg及Ca的合计含量设定为0.01％以上的情况下，能够得到所述耐氧化性
提高效果。但是，即使使用不包含Mg及Ca的镀浴，也能够制造具有优异的耐蚀性及热特性的
镀铝系钢板，因此镀浴的Mg及Ca的合计含量也可以为0％。另一方面，在Mg及Ca的合计含量
超过3％的情况下，可能因生成过量的氧化物而在熔融镀覆处理时产生未镀覆的问题。Mg及
Ca的合计含量更优选为0.05％以上。Mg及Ca的合计含量更优选为1％以下。
至少任一者。在将Mg及Ca的合计含量设定为0.01％以上的情况下，能够得到所述耐氧化性
提高效果。但是，即使使用不包含Mg及Ca的镀浴，也能够制造具有优异的耐蚀性及热特性的
镀铝系钢板，因此镀浴的Mg及Ca的合计含量也可以为0％。另一方面，在Mg及Ca的合计含量
超过3％的情况下，可能因生成过量的氧化物而在熔融镀覆处理时产生未镀覆的问题。Mg及
Ca的合计含量更优选为0.05％以上。Mg及Ca的合计含量更优选为1％以下。
[0191] 所述熔融镀浴按照合计成为100质量％的方式含有上述那样的成分和杂质。此外，作为杂质，可列举出Fe、Cr、Mo、V、W、Zn等，特别优选Fe及Zn都为5％以下。
[0192] 以上，对本实施方式的镀铝系钢板的制造方法进行了详细说明。
[0193] [关于汽车用部件的制造方法]
[0194] 将通过之前说明那样的方法而制造的镀铝系钢板在850℃以上加热后，通过利用模具以30℃/秒以上的冷却速度进行骤冷的热冲压工法进行成型，由此可以制造汽车用部
件。以下，对汽车用部件的制造方法进行简单说明。
件。以下，对汽车用部件的制造方法进行简单说明。
[0195] (关于热冲压工法)
[0196] 如上述那样操作而得到的镀铝系钢板在热冲压工序中加热效率优异，能够实现大的升温速度。另外，上述那样的镀铝系钢板的铝系镀层2在热冲压工序中的加热后，直至镀
覆表面为止成为包含Al与Fe的金属间化合物的合金层。所述合金层含有30％以上的Fe、
65％以下的Al。
覆表面为止成为包含Al与Fe的金属间化合物的合金层。所述合金层含有30％以上的Fe、
65％以下的Al。
[0197] (关于热冲压温度)
[0198] 关于热冲压时的加热方式，由于如上所述本申请是利用表面放射率的增加来改善生产速度的技术，因此可以使用通常的利用电加热器的炉加热、利用了远红外线、中红外
线、近红外线方式等辐射热的加热方式。此外，例如就通电加热方式那样的利用了焦耳发热
的加热方式而言本申请是不使用的。另外，在所述加热工序中，最高到达板温设定为850℃
以上。将最高到达板温设定为850℃以上的理由为以下2点。第1点理由是为了：将钢板加热
至奥氏体区域，之后通过使其骤冷，产生马氏体相变，使母材高强度化。第2点理由是为了：
使Fe充分扩散至上述镀铝系钢板的表面，进行铝系镀层2的合金化。热冲压加热时的镀铝系
钢板的最高到达板温的上限并没有特别限制，但从加热加热器或加热炉体的耐久性的观点
出发，优选设定为1050℃以下。热冲压加热时的最高到达板温更优选为870℃～1000℃。
线、近红外线方式等辐射热的加热方式。此外，例如就通电加热方式那样的利用了焦耳发热
的加热方式而言本申请是不使用的。另外，在所述加热工序中，最高到达板温设定为850℃
以上。将最高到达板温设定为850℃以上的理由为以下2点。第1点理由是为了：将钢板加热
至奥氏体区域，之后通过使其骤冷，产生马氏体相变，使母材高强度化。第2点理由是为了：
使Fe充分扩散至上述镀铝系钢板的表面，进行铝系镀层2的合金化。热冲压加热时的镀铝系
钢板的最高到达板温的上限并没有特别限制，但从加热加热器或加热炉体的耐久性的观点
出发，优选设定为1050℃以下。热冲压加热时的最高到达板温更优选为870℃～1000℃。
[0199] (关于热冲压成型及冷却速度)
[0200] 接着，将处于被加热的状态的镀铝系钢板配置于例如上下一对成型模具间而进行压制成型，通过在所述压制中进行骤冷而成型为所期望的形状。通过将上述镀铝系钢板在
压制下止点静止保持数秒钟左右，从而利用与成型模具的接触冷却来实施淬火，能够得到
热冲压成型后的高强度部件。为了将母材主要设定为马氏体相，所述冷却时的冷却速度设
定为30℃/秒以上。所谓该冷却速度是指通过将使用了模具的强制冷却的开始温度(即，使
模具与材料最初接触时的材料的板温)与结束温度(即，将模具与材料分离时的材料的板
温)之差除以进行强制冷却的时间而得到的值，是所谓的平均冷却速度。冷却速度的上限并
没有特别限制，但例如可以设定为1000℃/秒以下。冷却速度更优选为50℃/秒以上。冷却速
度更优选为500℃/秒以下。
压制下止点静止保持数秒钟左右，从而利用与成型模具的接触冷却来实施淬火，能够得到
热冲压成型后的高强度部件。为了将母材主要设定为马氏体相，所述冷却时的冷却速度设
定为30℃/秒以上。所谓该冷却速度是指通过将使用了模具的强制冷却的开始温度(即，使
模具与材料最初接触时的材料的板温)与结束温度(即，将模具与材料分离时的材料的板
温)之差除以进行强制冷却的时间而得到的值，是所谓的平均冷却速度。冷却速度的上限并
没有特别限制，但例如可以设定为1000℃/秒以下。冷却速度更优选为50℃/秒以上。冷却速
度更优选为500℃/秒以下。
[0201] (关于热冲压后的母材的硬度)
[0202] 为了用作汽车用部件，热冲压后的钢板需要具有高的强度。在钢铁材料中，到维氏硬度600Hv左右为止，硬度与抗拉强度大致成比例关系。因此，在本申请发明中，作为钢板成
分，在成分中包含与淬透性有关的元素，并且通过利用与上述热冲压工序的成型模具的接
触冷却而进行的淬火来提高硬度。作为具体的硬度，对于热冲压后的构件中的母材，在以载
荷1kg进行测定的情况下，相当于板厚1/4的截面处的维氏硬度需要为300Hv以上。
分，在成分中包含与淬透性有关的元素，并且通过利用与上述热冲压工序的成型模具的接
触冷却而进行的淬火来提高硬度。作为具体的硬度，对于热冲压后的构件中的母材，在以载
荷1kg进行测定的情况下，相当于板厚1/4的截面处的维氏硬度需要为300Hv以上。
[0203] 需要说明的是，母材的相当于板厚1/4的截面是指下述截面：以与母材钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来采集试样，将观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，在观察面
中距离钢板的轧制面为钢板的厚度t的约1/4的深度的区域的截面。也可以将钢板的1/4t部
定义为距离钢板的轧制面为1/8t的深度的面与3/8t的深度的面之间的区域。
中距离钢板的轧制面为钢板的厚度t的约1/4的深度的区域的截面。也可以将钢板的1/4t部
定义为距离钢板的轧制面为1/8t的深度的面与3/8t的深度的面之间的区域。
[0204] (关于成品处理)
[0205] 热冲压后的成型部件经由焊接、化学转化处理、电沉积涂装等成品处理而成为最终部件(即汽车用部件)。作为化学转化处理，通常使用磷酸锌系的化学转化处理或锆系化
学转化处理。作为电沉积涂装，通常大多使用阳离子电沉积涂装，其膜厚为5～50μm左右。在
电沉积涂装之后，为了提高外观品位、耐蚀性，也可以进一步实施中涂、上涂等涂装。
学转化处理。作为电沉积涂装，通常大多使用阳离子电沉积涂装，其膜厚为5～50μm左右。在
电沉积涂装之后，为了提高外观品位、耐蚀性，也可以进一步实施中涂、上涂等涂装。
[0206] 实施例
[0207] 以下，在示出发明例及比较例的同时对本发明进一步进行具体说明。需要说明的是，以下所示的实施例仅仅只不过是一个例子，本发明并不限于下述的例子。
[0208] <实施例1>
[0209] 将具有表1中所示那样的母材成分的冷轧钢板加工成规定的板厚，作为供试材料使用。供试材料的大小为240mm×300mm。这些供试材料经由通常的热轧工序及酸洗工序以
及将冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm的冷轧工序而制造。首先，将
具有以下的表1中所示那样的钢成分的冷轧钢板(板厚为1.4mm)作为供试材料，对由母材成
分产生的对镀覆处理时的润湿性、热冲压成型性及热冲压后的硬度的效果进行了验证。关
于供试材料，热轧后的钢板卷取温度按照成为700℃～800℃的方式进行调整，利用森吉米
尔型加热炉连续地实施退火、熔融铝系镀覆处理，制作了镀铝系钢板。
及将冷轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra设定为0.5μm～5μm的冷轧工序而制造。首先，将
具有以下的表1中所示那样的钢成分的冷轧钢板(板厚为1.4mm)作为供试材料，对由母材成
分产生的对镀覆处理时的润湿性、热冲压成型性及热冲压后的硬度的效果进行了验证。关
于供试材料，热轧后的钢板卷取温度按照成为700℃～800℃的方式进行调整，利用森吉米
尔型加热炉连续地实施退火、熔融铝系镀覆处理，制作了镀铝系钢板。
[0210] 关于退火工序，还原炉的退火温度(即最高到达板温)设定为750℃，关于还原炉的气氛，将板温为700℃以上的氧势设定为‑5～‑0.5，将所述氧势范围内的保持时间设定为30
秒～500秒。
秒～500秒。
[0211] 关于镀浴成分，Al含量为70％～96％，Si含量为3％～15％，Fe含量为1～4％。镀液2
附着量通过气体擦拭法进行调整，使铝系镀层2的附着量在每单面成为约60g/m。
附着量通过气体擦拭法进行调整，使铝系镀层2的附着量在每单面成为约60g/m。
[0212] 对于如上述那样操作而得到的镀铝系钢板，在热冲压工序中，用辐射式加热炉加热至900℃后，立即以50℃/秒以上的冷却速度进行模具冷却，得到以下的表2中所示的高强
度部件B1～B48。所使用的模具为帽形模具，所有的R部的曲率半径R为5mm。
度部件B1～B48。所使用的模具为帽形模具，所有的R部的曲率半径R为5mm。
[0213] [表1]
[0214]
[0215] 表2中示出了镀覆处理时的润湿性、热冲压成型性及热冲压后的硬度的评价结果。
[0216] 关于镀覆润湿性，如果在熔融镀覆处理时在外观上没有见到针孔状的未镀覆，则判定为G(好)，如果见到针孔状的未镀覆则判定为B(差)。关于热冲压后的成型性，对帽子形
状的R部的截面进行观察，在母材中没有裂纹的情况下判定为G(好)，在有裂纹的情况下判
定为B(差)。热冲压后的母材的相当于板厚1/4的截面硬度用维氏硬度计进行测定，将300Hv
(载荷为1kg)以上判定为G(好)，将低于300Hv判定为B(差)。
状的R部的截面进行观察，在母材中没有裂纹的情况下判定为G(好)，在有裂纹的情况下判
定为B(差)。热冲压后的母材的相当于板厚1/4的截面硬度用维氏硬度计进行测定，将300Hv
(载荷为1kg)以上判定为G(好)，将低于300Hv判定为B(差)。
[0217] [表2]
[0218]
[0219] 如表2中所示的那样，使用了表1中所示的A1～A39作为母材钢板的本发明例B1～B39对于热冲压后的镀覆润湿性、成型性、硬度而言都是G(好)。另一方面，使用了表1中所示
的A40～A52作为母材钢板的比较例B40～B52的镀覆润湿性、热冲压成型性及热冲压后的硬
度中的某一者为B(差)，不适合作为汽车用的高强度部件。
的A40～A52作为母材钢板的比较例B40～B52的镀覆润湿性、热冲压成型性及热冲压后的硬
度中的某一者为B(差)，不适合作为汽车用的高强度部件。
[0220] <实施例2>
[0221] 接下来，对铝系镀层2的成分、Al‑Fe金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的有无及热冲压后的耐蚀性给予的
效果进行了验证。进而，对从母材1与金属间化合物2的界面起朝向母材1的中心方向直至5μ
m为止的范围的氧化物含量和铝系镀层中的Mg及Ca对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe
氧化皮的有无及热冲压后的耐蚀性给予的效果进行了验证。
效果进行了验证。进而，对从母材1与金属间化合物2的界面起朝向母材1的中心方向直至5μ
m为止的范围的氧化物含量和铝系镀层中的Mg及Ca对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe
氧化皮的有无及热冲压后的耐蚀性给予的效果进行了验证。
[0222] 在与实施例1相同的条件下，将具有表1中所示的钢成分的冷轧钢板(板厚为1.4mm)作为供试材料，制作镀铝系钢板，利用与实施例1同样的条件实施热冲压而得到了成
型品。但是，在以下的表3的比较例C23、C24中是将热卷取温度CT设定为600℃～650℃。另
外，如以下的表5中所示的那样，对于一部分发明例(E1～E9)，在镀浴成分中进一步添加了
0.01％～3％的Mg或Ca中的至少任一者。此外，表3～表5中所示的铝系镀层的成分的剩余部
分为Fe及杂质。
型品。但是，在以下的表3的比较例C23、C24中是将热卷取温度CT设定为600℃～650℃。另
外，如以下的表5中所示的那样，对于一部分发明例(E1～E9)，在镀浴成分中进一步添加了
0.01％～3％的Mg或Ca中的至少任一者。此外，表3～表5中所示的铝系镀层的成分的剩余部
分为Fe及杂质。
[0223] 将对本申请的发明例的铝系镀层的Al、Si、Mg、Ca的比例、Al与Fe的金属间化合物层、母材钢板的表面的氧化物的含量进行分析而得到的结果示于表3、表4、表5中。铝系镀层
2的Al、Si、Mg及Ca的比例如上所述是通过使用ICP发光分光分析法、使镀层溶解并对溶解液
进行定量分析来求出的。关于包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物层3，如上所述对
将镀铝系钢板沿着厚度方向切断而得到的截面通过SEM进行观察，算出了厚度的平均值、厚
度的最大值及厚度的标准偏差。该测定例例如如图5中所示的那样。从母材1与金属间化合
物层3的界面起朝向上述母材1的中心方向直至5μm为止的范围内的氧化物的合计含量如上
所述通过以EPMA进行分析来求出。
2的Al、Si、Mg及Ca的比例如上所述是通过使用ICP发光分光分析法、使镀层溶解并对溶解液
进行定量分析来求出的。关于包含Al与Fe的金属间化合物的金属间化合物层3，如上所述对
将镀铝系钢板沿着厚度方向切断而得到的截面通过SEM进行观察，算出了厚度的平均值、厚
度的最大值及厚度的标准偏差。该测定例例如如图5中所示的那样。从母材1与金属间化合
物层3的界面起朝向上述母材1的中心方向直至5μm为止的范围内的氧化物的合计含量如上
所述通过以EPMA进行分析来求出。
[0224] 对于所制作的试样，对热冲压时的加热效率及热冲压时的Fe氧化皮、热冲压后的耐蚀性进行了评价。
[0225] (热冲压时的加热效率评价)
[0226] 在由上述方法得到的镀铝系钢板的240mm×300mm尺寸的样品中央安装K型热电偶，在热冲压加热时进行了温度测定。算出投入至辐射加热型的加热炉中而测定的从100℃
到880℃的温度的变化的平均值，进行了加热效率的评价。在以下所示的表3～表5中，将与
发明例为相同的板厚、单位面积重量的比较例中的水准C23作为基准，将升温速度提高至
1.3倍以上的情况设定为VG(非常好)，将升温速度提高至1.2倍以上且低于1.3倍的情况设
定为G(好)，将升温速度低于1.1倍而几乎没有变化的情况设定为B(差)。
到880℃的温度的变化的平均值，进行了加热效率的评价。在以下所示的表3～表5中，将与
发明例为相同的板厚、单位面积重量的比较例中的水准C23作为基准，将升温速度提高至
1.3倍以上的情况设定为VG(非常好)，将升温速度提高至1.2倍以上且低于1.3倍的情况设
定为G(好)，将升温速度低于1.1倍而几乎没有变化的情况设定为B(差)。
[0227] 需要说明的是，如果升温速度提高至1.2倍以上，则加热时间或升温区间的加热炉的长度会被缩短至约0.8倍以下。该加热效率的提高、即1.2倍这样的值在实际生产的情况
下从设备费用、运转能量、运转费用、设备的节省空间性、环境性(CO2)等生产率、运行成本
的观点出发是非常有意义的值。
下从设备费用、运转能量、运转费用、设备的节省空间性、环境性(CO2)等生产率、运行成本
的观点出发是非常有意义的值。
[0228] (热冲压时的Fe氧化皮的有无)
[0229] 对由热冲压得到的帽形成型部的R部的表面用EPMA进行了分析。在表3～表5中，将检测到氧强度为10质量％以上的情况设定为有Fe氧化皮并记载为B(差)，将氧检测量低于
10质量％的情况设定为无Fe氧化皮并记载为G(好)。
10质量％的情况设定为无Fe氧化皮并记载为G(好)。
[0230] (热冲压后成型品耐蚀性)
[0231] 将由热冲压得到的帽形成型品作为试验片，将所述试验片进行了化学转化处理及耐蚀涂装。使用在所述试验片的凸缘部的涂膜中产生伤痕而露出金属面的试验片进行了腐
蚀试验。具体而言，用Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制化学转化处理液PB‑SX35实施化学转
化处理，之后，将NIPPON PAINT Co.,Ltd.制阳离子电沉积涂料POWERNIX 110以约20μm厚度
进行涂装。之后，用刀具在凸缘部的涂膜上划格，进行180个循环(60天)的由汽车技术会规
定的复合腐蚀试验(JASO M610‑92)，测定了格子部的板厚减少量。此时，如果超过合金化热
2
浸镀锌钢板GA(附着量单面为45g/m)的板厚减少深度，则将耐蚀性设定为B(差)，如果低于
上述板厚减少深度，则将耐蚀性设定为G(好)，如果进一步抑制为上述板厚减少深度的2/3
以下，则将耐蚀性设定为VG(非常好)。
蚀试验。具体而言，用Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制化学转化处理液PB‑SX35实施化学转
化处理，之后，将NIPPON PAINT Co.,Ltd.制阳离子电沉积涂料POWERNIX 110以约20μm厚度
进行涂装。之后，用刀具在凸缘部的涂膜上划格，进行180个循环(60天)的由汽车技术会规
定的复合腐蚀试验(JASO M610‑92)，测定了格子部的板厚减少量。此时，如果超过合金化热
2
浸镀锌钢板GA(附着量单面为45g/m)的板厚减少深度，则将耐蚀性设定为B(差)，如果低于
上述板厚减少深度，则将耐蚀性设定为G(好)，如果进一步抑制为上述板厚减少深度的2/3
以下，则将耐蚀性设定为VG(非常好)。
[0232] 在以下的表3中示出了使铝系镀层2的成分及Al‑Fe金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差发生变化时的上述评价项目的结果。如由表3表明的那样，比较例
C21～C24对于铝系镀层2的组成、金属间化合物层3的厚度的平均值、厚度的最大值及厚度
的标准偏差中的某1个以上而言不满足本实施方式。比较例C21～C24的热冲压时的加热效
率、热冲压时的Fe氧化皮产生、热冲压后高强度部件的耐蚀性中的某个特性差。另一方面，
本申请的发明例C1～C20的上述任一评价项目都是良好的。
C21～C24对于铝系镀层2的组成、金属间化合物层3的厚度的平均值、厚度的最大值及厚度
的标准偏差中的某1个以上而言不满足本实施方式。比较例C21～C24的热冲压时的加热效
率、热冲压时的Fe氧化皮产生、热冲压后高强度部件的耐蚀性中的某个特性差。另一方面，
本申请的发明例C1～C20的上述任一评价项目都是良好的。
[0233] [表3]
[0234]
[0235] 在以下的表4中示出了使从上述母材1与上述金属间化合物2的界面起朝向上述母材1的中心方向直至5μm为止的范围的氧化物的合计含量发生变化时的上述评价项目的结
果。如表4中所示的那样，在母材钢板的表面合计含有1～10％的氧化物的本申请的发明例
D1～D4的热冲压时的加热效率更优异。
果。如表4中所示的那样，在母材钢板的表面合计含有1～10％的氧化物的本申请的发明例
D1～D4的热冲压时的加热效率更优异。
[0236] [表4]
[0237]
[0238] 如以下的表5中所示的那样，在铝系镀层2中合计含有0.01～3％的Mg、Ca中的1种以上的本申请的发明例E1～E9的热冲压时的加热效率及热冲压后的耐蚀性都更优异。此
外，作为比较例的E11和E12由于过量地包含Mg、Ca，因此在热浸镀时有未镀覆，变得无法评
价。
外，作为比较例的E11和E12由于过量地包含Mg、Ca，因此在热浸镀时有未镀覆，变得无法评
价。
[0239] [表5]
[0240]
[0241] <实施例3>
[0242] 接下来，对热轧工序中的钢板卷取温度CT、冷轧工序后的钢板的表面粗糙度Ra及熔融铝系镀浴组成对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的有无及热冲压成型品的
耐蚀性给予的效果进行了验证。进而，对退火气氛及在铝系镀层中含有Mg、Ca中的1种以上
的情况的对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的有无及热冲压成型品的耐蚀性给
予的效果进行了验证。
耐蚀性给予的效果进行了验证。进而，对退火气氛及在铝系镀层中含有Mg、Ca中的1种以上
的情况的对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的有无及热冲压成型品的耐蚀性给
予的效果进行了验证。
[0243] 将具有表1中所示的钢成分的钢板坯以表6～表8中所示的条件实施通常的热轧处理、酸洗处理、冷轧处理，制作了冷轧钢板(板厚为1.5mm)。将该冷轧钢板作为供试材料，通
过森吉米尔型加热炉连续地实施退火、熔融铝系镀覆处理而制作了镀铝系钢板。在退火工
序中，退火温度(即最高到达板温)为800℃，关于退火气氛，改变将板温为700℃下的水蒸汽
分压PH2O除以氢分压PH2而得到的值的常用对数log(PH2O/PH2)(即氧势)而实施。
过森吉米尔型加热炉连续地实施退火、熔融铝系镀覆处理而制作了镀铝系钢板。在退火工
序中，退火温度(即最高到达板温)为800℃，关于退火气氛，改变将板温为700℃下的水蒸汽
分压PH2O除以氢分压PH2而得到的值的常用对数log(PH2O/PH2)(即氧势)而实施。
[0244] 关于铝系镀覆处理工序，镀覆后通过气体擦拭法按照镀层附着量是每单面成为约2
80g/m的方式进行了调整。热冲压时的镀铝系钢板的温度设定为900℃，立即以50℃/秒以
上的冷速进行模具冷却，由此得到了成型品的试样。
80g/m的方式进行了调整。热冲压时的镀铝系钢板的温度设定为900℃，立即以50℃/秒以
上的冷速进行模具冷却，由此得到了成型品的试样。
[0245] 对于所制作的试样，通过与实施例2同样的方法，对热冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的有无及热冲压后成型品的耐蚀性进行了评价。
[0246] 此外，关于热冲压时的加热效率的评价，在表6～表8中以水准F21作为基准，将提高至1.3倍以上的情况设定为VG(非常好)，将升温速度提高至1.2倍以上的情况设定为G
(好)，将升温速度低于1.1倍而几乎没有变化的情况设定为B(差)。
(好)，将升温速度低于1.1倍而几乎没有变化的情况设定为B(差)。
[0247] [表6]
[0248]
[0249] 表6中所示的比较例F21～F28是热轧卷取温度CT、冷轧后的表面粗糙度Ra、熔融铝系镀层的浴组成中的某1个以上不满足本实施发明范围的比较例。比较例F21～F28都是热
冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮产生、热冲压后的耐蚀性中的某个特性是差的。另
一方面，满足本申请的发明范围的发明例F1～F20的上述任一评价项目都是良好的。
冲压时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮产生、热冲压后的耐蚀性中的某个特性是差的。另
一方面，满足本申请的发明范围的发明例F1～F20的上述任一评价项目都是良好的。
[0250] [表7]
[0251]
[0252] 如表7中所示的那样，将退火的气氛的水蒸汽分压PH2O除以氢分压PH2而得到的值的常用对数log(PH2O/PH2)(即氧势)设定为‑3～‑0.5、并且将上述范围内的退火时间设定为30
秒～500秒的本申请的发明例G1～G9的热冲压时的加热效率更优异。
秒～500秒的本申请的发明例G1～G9的热冲压时的加热效率更优异。
[0253] [表8]
[0254]
[0255] 如表8中所示的那样，在熔融铝系镀覆的浴中合计包含0.01％～3％的Mg及Ca中的至少1种以上的本申请的发明例H1～H7的情况下，热冲压时的加热效率、热冲压后的耐蚀性
更优异。但是，比较例H9、H10由于过量地包含Mg、Ca，因此产生未镀覆，因此无法评价。
更优异。但是，比较例H9、H10由于过量地包含Mg、Ca，因此产生未镀覆，因此无法评价。
[0256] 图3中示出了对作为本发明例的表6的F3的铝系镀层2用SEM进行观察的例子。另外，图4中示出了对作为比较例的表6的F21的铝系镀层2用SEM进行观察的例子。可知：本发
明例即图3的金属间化合物层3的厚度的最大值、标准偏差与图4相比明显不同，是较大的。
图5是对图3的金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差进行实测的例子。以图
3作为发明例的本申请发明如上所述热冲压加热时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的抑
制能力和热冲压后的耐蚀性都是优异的。
明例即图3的金属间化合物层3的厚度的最大值、标准偏差与图4相比明显不同，是较大的。
图5是对图3的金属间化合物层3的厚度的平均值、最大值及标准偏差进行实测的例子。以图
3作为发明例的本申请发明如上所述热冲压加热时的加热效率、热冲压时的Fe氧化皮的抑
制能力和热冲压后的耐蚀性都是优异的。
[0257] 以上，在参照所附附图的同时对本发明的优选的实施方式进行了说明，但显然本发明不限于所述例子。只要是本领域技术人员，则显然能够在权利要求书中记载的范畴内
想到各种变更例或修正例，对于它们也当然理解为属于本发明的技术范围。
想到各种变更例或修正例，对于它们也当然理解为属于本发明的技术范围。
[0258] 符号的说明
[0259] 1 母材
[0260] 2 铝系镀层
[0261] 3 金属间化合物层
[0262] 4 含氧化物的区域