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特許7433972ＳＴＡＦ（登録商標）工法用Ａｌ系めっき鋼管及びＡｌ系めっき鋼管部品、並びにそれらの製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-02-09
(45)【発行日】2024-02-20
(54)【発明の名称】ＳＴＡＦ（登録商標）工法用Ａｌ系めっき鋼管及びＡｌ系めっき鋼管部品、並びにそれらの製造方法
(51)【国際特許分類】
C23C 2/12 20060101AFI20240213BHJP
C23C 2/26 20060101ALI20240213BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20240213BHJP
C22C 38/04 20060101ALI20240213BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240213BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20240213BHJP
C22C 21/02 20060101ALN20240213BHJP
【ＦＩ】
C23C2/12
C23C2/26
C22C38/00 301T
C22C38/04
C22C38/58
C21D9/00 A
C22C21/02
【請求項の数】
7
(21)【出願番号】P 2020026538
(22)【出願日】2020-02-19
(65)【公開番号】P2021130844
(43)【公開日】2021-09-09
【審査請求日】2023-02-02
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(73)【特許権者】
【識別番号】592260572
【氏名又は名称】日鉄めっき鋼管株式会社
(73)【特許権者】
【識別番号】000002107
【氏名又は名称】住友重機械工業株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000523
【氏名又は名称】アクシス国際弁理士法人
(72)【発明者】
【氏名】服部 保徳
(72)【発明者】
【氏名】栗山 智啓
(72)【発明者】
【氏名】村田 康
(72)【発明者】
【氏名】三浦 拓也
(72)【発明者】
【氏名】鶴田 旭
(72)【発明者】
【氏名】野際 公宏
【審査官】瀧口 博史
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１９－０７３７７９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１９－０７３７７８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１０－０１８８６０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－０２７２０３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－１３７２１０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０１３－５１５６１８（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２３Ｃ ２／１２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼管の少なくとも外面に合金化率が３５％以上のＡｌ系めっき層を有し、前記Ａｌ系めっき層の最小厚さに対する前記Ａｌ系めっき層の最大厚さの比が１．２～２．０であるＳＴＡＦ（登録商標）工法用Ａｌ系めっき鋼管。
【請求項2】
前記鋼管は、Ｃ：０．１０～０．５０質量％、Ｓｉ：０．１０～２．００質量％、Ｍｎ：０．１０～３．００質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有する、請求項１に記載のＡｌ系めっき鋼管。
【請求項3】
前記鋼管は、Ｃｒ：０．１０～５．００質量％、Ｍｏ：０．０１～３．００質量％、Ｎｉ：０．０１～３．００質量％、Ｃｕ：０．０１～３．００質量％、Ｔｉ：０．０１～０．２０質量％、Ａｌ：０．００２～０．１０質量％、Ｂ：０．０００３～０．００５０質量％から選択される１種以上をさらに含む、請求項２に記載のＡｌ系めっき鋼管。
【請求項4】
前記Ａｌ系めっき層の付着量が２０～１００ｇ／ｍ2である、請求項１～３のいずれか一項に記載のＡｌ系めっき鋼管。
【請求項5】
請求項１～４のいずれか一項に記載のＡｌ系めっき鋼管の製造方法であって、鋼板の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を形成する工程と、
前記Ａｌ系めっき層が形成された前記鋼板を造管し、少なくとも外面に前記Ａｌ系めっき層が形成された鋼管を製造する工程と、
前記Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるように、前記鋼管の管軸方向を水平方向にして加熱する工程と
を含む、Ａｌ系めっき鋼管の製造方法。
【請求項6】
請求項１～４のいずれか一項に記載のＡｌ系めっき鋼管のＳＴＡＦ（登録商標）工法による成形体を含むＡｌ系めっき鋼管部品であって、前記Ａｌ系めっき鋼管部品は、少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有し、前記Ａｌ系めっき層の最小厚さに対する前記Ａｌ系めっき層の最大厚さの比が１．０～１０．０であるＡｌ系めっき鋼管部品。
【請求項7】
請求項１～４のいずれか一項に記載のＡｌ系めっき鋼管をＡ１変態点以上の温度に加熱し、前記Ａｌ系めっき鋼管内に高圧流体を供給して成形を行った後、焼入れを行うＡｌ系めっき鋼管部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材及びＡｌ系めっき鋼材部品、並びにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車のボディやフレームなどの車体部品には鋼材が一般に用いられている。例えば、近年、車体部品を軽量化するために鋼管が用いられることが多くなっている。また、車体部品間の接合を行うためにフランジ部が車体部品に形成されることがある。
フランジ部を有する鋼材部品（以下、「フランジ付き鋼材部品」という）の製造方法としては、冷間プレス、ハイドロフォーミング、ホットスタンピングなどを用いた方法が知られている。冷間プレス及びホットスタンピングを用いた方法は、２枚の鋼板を、組み合わせた際にパイプ本体部及びフランジ部となる形状にプレス成形した後、これらを溶接することでフランジ付き鋼材部品を製造することができる。また、ハイドロフォーミングを用いた方法は、鋼管をハイドロフォーミングで成形してパイプ本体部を得た後、プレス成形等で別途作製したフランジ部をパイプ本体部に溶接することによってフランジ付き鋼材部品を製造することができる。これらの方法はいずれも、溶接が必要であるため、手間がかかり、製造コストが増大するという問題がある。
フランジ部を有する鋼材部品（以下、「フランジ付き鋼材部品」という）の製造方法としては、冷間プレス、ハイドロフォーミング、ホットスタンピングなどを用いた方法が知られている。冷間プレス及びホットスタンピングを用いた方法は、２枚の鋼板を、組み合わせた際にパイプ本体部及びフランジ部となる形状にプレス成形した後、これらを溶接することでフランジ付き鋼材部品を製造することができる。また、ハイドロフォーミングを用いた方法は、鋼管をハイドロフォーミングで成形してパイプ本体部を得た後、プレス成形等で別途作製したフランジ部をパイプ本体部に溶接することによってフランジ付き鋼材部品を製造することができる。これらの方法はいずれも、溶接が必要であるため、手間がかかり、製造コストが増大するという問題がある。
【0003】
そこで、鋼管を加熱し、鋼管内に高圧流体を供給して成形（フランジ部の形成を含む）を行った後、焼入れを行う方法が提案されている（例えば、特許文献１）。この方法は、Ｓｔｅｅｌ Ｔｕｂｅ Ａｉｒ Ｆｏｒｍｉｎｇ、すなわち、ＳＴＡＦ（登録商標）工法と称されている。
ＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いられる鋼管としては、焼入れ可能な鋼管が用いられている。しかしながら、この鋼管は、大気中で加熱する際に、表面にスケール（酸化物）が生成し易い。表面のスケールは、ショットブラストや酸洗などによって除去することができるが、このような処理を行うと製造コストの増大などにつながってしまう。そのため、この製造方法に用いられる鋼管は、耐高温酸化性に優れていることが要求される。
そこで、表面にＡｌ系めっき層を形成した鋼管をＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いることが提案されている（例えば、特許文献２及び３）。
ＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いられる鋼管としては、焼入れ可能な鋼管が用いられている。しかしながら、この鋼管は、大気中で加熱する際に、表面にスケール（酸化物）が生成し易い。表面のスケールは、ショットブラストや酸洗などによって除去することができるが、このような処理を行うと製造コストの増大などにつながってしまう。そのため、この製造方法に用いられる鋼管は、耐高温酸化性に優れていることが要求される。
そこで、表面にＡｌ系めっき層を形成した鋼管をＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いることが提案されている（例えば、特許文献２及び３）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２０１８－１６７３１２号公報
【文献】特開２０１９－７３７７８号公報
【文献】特開２０１９－７３７７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
しかしながら、表面にＡｌ系めっき層を形成した鋼材を熱間成形すると、Ａｌ系めっき層の融点よりも高い温度に鋼材が加熱されるため、著しいめっき垂れが生じるという問題がある。このめっき垂れは、上記の各種方法、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法で得られた鋼材部品において、表面のＡｌ系めっき層の厚さが著しく不均一な部分が形成される原因となる。
【0006】
本発明は、上記のような課題を解決するためになされたものであり、熱間成形によってＡｌ系めっき鋼材部品を製造する場合に、めっき垂れを抑制し得る熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材及びその製造方法を提供することを課題とする。
また、本発明は、熱間成形によって製造される、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいＡｌ系めっき鋼材部品及びその製造方法を提供することを課題とする。
また、本発明は、熱間成形によって製造される、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいＡｌ系めっき鋼材部品及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明者らは、熱間成形に用いられるＡｌ系めっき鋼材について鋭意研究を続けた結果、Ａｌ系めっき層を特定の割合まで予め合金化するとともに、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比を特定の範囲に制御することで、上記の問題を解決し得ることを見出し、本発明を完成するに至った。
【0008】
すなわち、本発明は、鋼管の少なくとも外面に合金化率が３５％以上のＡｌ系めっき層を有し、前記Ａｌ系めっき層の最小厚さに対する前記Ａｌ系めっき層の最大厚さの比が１．２～２．０であるＳＴＡＦ（登録商標）工法用Ａｌ系めっき鋼管である。
【0009】
また、本発明は、前記Ａｌ系めっき鋼管の製造方法であって、鋼板の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を形成する工程と、前記Ａｌ系めっき層が形成された前記鋼板を造管し、少なくとも外面に前記Ａｌ系めっき層が形成された鋼管を製造する工程と、前記Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるように、前記鋼管の管軸方向を水平方向にして加熱する工程とを含む、Ａｌ系めっき鋼管の製造方法である。
【0010】
また、本発明は、前記Ａｌ系めっき鋼管のＳＴＡＦ（登録商標）工法による成形体を含むＡｌ系めっき鋼管部品であって、前記Ａｌ系めっき鋼管部品は、少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有し、前記Ａｌ系めっき層の最小厚さに対する前記Ａｌ系めっき層の最大厚さの比が１．０～１０．０であるＡｌ系めっき鋼管部品である。
【0011】
さらに、本発明は、前記Ａｌ系めっき鋼管をＡ１変態点以上の温度に加熱し、前記Ａｌ系めっき鋼管内に高圧流体を供給して成形を行った後、焼入れを行うＡｌ系めっき鋼管部品の製造方法である。
【発明の効果】
【0012】
本発明によれば、熱間成形によってＡｌ系めっき鋼材部品を製造する場合に、めっき垂れを抑制し得る熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明によれば、熱間成形によって製造される、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいＡｌ系めっき鋼材部品及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明によれば、熱間成形によって製造される、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいＡｌ系めっき鋼材部品及びその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0013】
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。本発明は以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、当業者の通常の知識に基づいて、以下の実施形態に対し変更、改良などが適宜加えられたものも本発明の範囲に入ることが理解されるべきである。
【0014】
（熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材）
本発明の実施形態に係る熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材（以下、Ａｌ系めっき鋼材と略すことがある）は、鋼材の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有する。
ここで、鋼材の種類は、特に限定されず、鋼板、鋼管などを用いることができる。また、鋼材が鋼板である場合、Ａｌ系めっき層は、鋼板の一方の面、又は鋼板の両面に形成することができる。また、鋼材が鋼管である場合、Ａｌ系めっき層は、鋼管の外面、又は鋼管の外面及び内面に形成することができる。
また、本明細書において「熱間成形」とは、加熱して成形する工法、例えば、ホットスタンピング、ＳＴＡＦ（登録商標）などのことを意味する。
本発明の実施形態に係る熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材（以下、Ａｌ系めっき鋼材と略すことがある）は、鋼材の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有する。
ここで、鋼材の種類は、特に限定されず、鋼板、鋼管などを用いることができる。また、鋼材が鋼板である場合、Ａｌ系めっき層は、鋼板の一方の面、又は鋼板の両面に形成することができる。また、鋼材が鋼管である場合、Ａｌ系めっき層は、鋼管の外面、又は鋼管の外面及び内面に形成することができる。
また、本明細書において「熱間成形」とは、加熱して成形する工法、例えば、ホットスタンピング、ＳＴＡＦ（登録商標）などのことを意味する。
【0015】
上記のような構造を有するＡｌ系めっき鋼材は、耐高温酸化性、高温摺動性などの特性に優れているため、熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法によるＡｌ系めっき鋼材部品の製造に用いるのに適している。
ここで、ＳＴＡＦ（登録商標）工法によるＡｌ系めっき鋼材部品の製造とは、管状のＡｌ系めっき鋼材（以下、「Ａｌ系めっき鋼管」という）を加熱し、Ａｌ系めっき鋼管内に高圧流体を供給して成形を行った後、焼入れを行うことを意味する。この工法において、成形には、パイプ本体部の成形だけでなく、フランジ部の成形が含まれてもよい。
ここで、ＳＴＡＦ（登録商標）工法によるＡｌ系めっき鋼材部品の製造とは、管状のＡｌ系めっき鋼材（以下、「Ａｌ系めっき鋼管」という）を加熱し、Ａｌ系めっき鋼管内に高圧流体を供給して成形を行った後、焼入れを行うことを意味する。この工法において、成形には、パイプ本体部の成形だけでなく、フランジ部の成形が含まれてもよい。
【0016】
一方、上記のような構造を有するＡｌ系めっき鋼材は、熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いると、加熱時に、Ａｌ系めっき層が溶融して鋼材の鉛直下方に移動する「めっき垂れ」が起こり易い。
そこで、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材では、Ａｌ系めっき層を所定の割合まで予め合金化させるとともに、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキ（最小厚さに対する最大厚さの比）を特定の範囲に制御することにより、熱間成形におけるめっき垂れを抑制している。
そこで、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材では、Ａｌ系めっき層を所定の割合まで予め合金化させるとともに、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキ（最小厚さに対する最大厚さの比）を特定の範囲に制御することにより、熱間成形におけるめっき垂れを抑制している。
【0017】
Ａｌ系めっき層は、合金化率が３５％以上、好ましくは４０％、より好ましくは５０％以上である。合金化率を上記の範囲に制御することにより、熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法を用いてＡｌ系めっき鋼材部品を製造する場合（特に、加熱時）に、めっき垂れを抑制することができる。
ここで、Ａｌ系めっき層の合金化率は、次のようにして求めることができる。
Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、まず、Ａｌ系めっき鋼管を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影する。撮影された写真から、Ａｌ系めっき層全体の厚さに対する合金化されたＡｌ系めっき層の厚さの割合を合金化率とする。なお、Ａｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とすることが好ましい。また、Ａｌ系めっき鋼材が板状のＡｌ系めっき鋼板（以下、「Ａｌ系めっき鋼板」という）である場合、Ａｌ系めっき鋼板を板幅方向に切断すること以外は上記と同様にして行えばよい。
ここで、Ａｌ系めっき層の合金化率は、次のようにして求めることができる。
Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、まず、Ａｌ系めっき鋼管を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影する。撮影された写真から、Ａｌ系めっき層全体の厚さに対する合金化されたＡｌ系めっき層の厚さの割合を合金化率とする。なお、Ａｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とすることが好ましい。また、Ａｌ系めっき鋼材が板状のＡｌ系めっき鋼板（以下、「Ａｌ系めっき鋼板」という）である場合、Ａｌ系めっき鋼板を板幅方向に切断すること以外は上記と同様にして行えばよい。
【0018】
Ａｌ系めっき層は、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比（Ａｌ系めっき層の最大厚さ／Ａｌ系めっき層の最小厚さ）が１．０～５．０、好ましくは１．１～３．０、より好ましくは１．２～２．０である。Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比を上記の範囲に制御することにより、熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法を用いてＡｌ系めっき鋼材部品を製造する場合（特に、加熱時）に、めっき垂れ抑制することができる。
ここで、Ａｌ系めっき層の厚さは、合金化率と同様にして断面を光学顕微鏡で撮影し、撮影された写真から測定することができる。また、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、「Ａｌ系めっき層の最小厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼管の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も小さくなる部分の厚さのことを意味する。同様に、「Ａｌ系めっき層の最大厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼管の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も大きくなる部分の厚さのことを意味する。Ａｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さは、１視野で５箇所の平均値とすることが好ましい。また、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼板である場合、「Ａｌ系めっき層の最小厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼板の板幅方向断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も小さくなる部分の厚さのことを意味する。同様に、「Ａｌ系めっき層の最大厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼板の板幅方向断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も大きくなる部分の厚さのことを意味する。
なお、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、Ａｌ系めっき鋼管は、管軸方向を水平方向にして加熱されることが多い。このとき、管軸中心に対して鉛直上方となる位置を０°とすると、Ａｌ系めっき層の厚さが最大となる部分は、管軸中心に対して１８０°の位置する部分（底部）周辺となり、Ａｌ系めっき層の厚さが最小となる部分は、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置に位置する部分（側部）周辺となる。
ここで、Ａｌ系めっき層の厚さは、合金化率と同様にして断面を光学顕微鏡で撮影し、撮影された写真から測定することができる。また、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、「Ａｌ系めっき層の最小厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼管の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も小さくなる部分の厚さのことを意味する。同様に、「Ａｌ系めっき層の最大厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼管の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も大きくなる部分の厚さのことを意味する。Ａｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さは、１視野で５箇所の平均値とすることが好ましい。また、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼板である場合、「Ａｌ系めっき層の最小厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼板の板幅方向断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も小さくなる部分の厚さのことを意味する。同様に、「Ａｌ系めっき層の最大厚さ」とは、Ａｌ系めっき鋼板の板幅方向断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も大きくなる部分の厚さのことを意味する。
なお、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、Ａｌ系めっき鋼管は、管軸方向を水平方向にして加熱されることが多い。このとき、管軸中心に対して鉛直上方となる位置を０°とすると、Ａｌ系めっき層の厚さが最大となる部分は、管軸中心に対して１８０°の位置する部分（底部）周辺となり、Ａｌ系めっき層の厚さが最小となる部分は、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置に位置する部分（側部）周辺となる。
【0019】
めっき垂れが生じ易い従来のＡｌ系めっき鋼材は、熱間成形、特にＳＴＡＦ工法（登録商標）において、成形用の金型との間で局部的な面圧上昇を招き、成形用の金型の寿命を低下させるとともに、成形時の高温摺動性を低下させることがある。また、製品形状によっては、製品部品の寸法制度を低下させることもある。これに対して本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材は、熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法を用いてＡｌ系めっき鋼材部品を製造する場合に、めっき垂れを抑制し得るため、上記のような不具合を解決することができる。また、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材は、熱間成形、特にＳＴＡＦ工法（登録商標）を用いて製造されたＡｌ系めっき鋼材部品を塗装する場合に、めっき垂れの影響による塗装後の外観の劣化を抑制することもできる。
【0020】
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材は、耐高温酸化性に優れているため、熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いても、少なくとも１つの表面にスケールが生成し難い。一方、少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有していない鋼材を熱間成形に用いた場合、少なくとも１つの表面にスケールが生成する。特にＳＴＡＦ（登録商標）工法に用いた場合には、フランジ部の形成過程やパイプ本体部の成形過程などでスケールが剥離する。その結果、剥離したスケールによって鋼材の少なくとも１つの表面に疵が発生し易くなると共に、金型にスケールが付着するため金型の清掃作業にも手間がかかる。したがって、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材によれば、このようなスケールの発生に起因する問題を解決することができる。
【0021】
また、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材（Ａｌ系めっき鋼管）は、高温摺動性に優れているため、ＳＴＡＦ（登録商標）工法を用いてフランジ部を形成することが容易である。具体的には、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材（Ａｌ系めっき鋼管）は、高温時における金型との摩擦が小さいため、フランジ部を形成する際に、上金型と下金型の半開きの部分にＡｌ系めっき鋼管の一部を膨張させ易くなる。
ここで、本明細書において「Ａｌ系めっき層」とは、Ａｌを主成分とするめっき層のことを意味し、ＡｌのみからなるＡｌ系めっき層を含む概念である。Ａｌ系めっき層中のＡｌ含有量は、特に限定されないが、好ましくは５０質量％以上、より好ましくは７０質量％以上、さらに好ましくは８０質量％以上である。
ここで、本明細書において「Ａｌ系めっき層」とは、Ａｌを主成分とするめっき層のことを意味し、ＡｌのみからなるＡｌ系めっき層を含む概念である。Ａｌ系めっき層中のＡｌ含有量は、特に限定されないが、好ましくは５０質量％以上、より好ましくは７０質量％以上、さらに好ましくは８０質量％以上である。
【0022】
Ａｌ系めっき層は、溶融めっき法、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法などの公知の方法によって形成することができる。その中でも、現在工業的に最も普及している溶融めっき法を用いて形成されたＡｌ系めっき層であることが好ましい。
【0023】
本発明の一実施形態において、Ａｌ系めっき層は、Ａｌと共にＳｉを含むことが好ましい。Ａｌ系めっき層にＳｉを含有させることにより、例えば、溶融めっきの際に、合金層の形成を抑制することができる。このような効果を確保する観点から、Ａｌ系めっき層中のＳｉ含有量は１～１５質量％であることが好ましい。また、このＡｌ系めっき層は、耐食性を向上させる観点から、Ｃｒ：０．１～１質量％、Ｍｇ：０．５～１０質量％、Ｔｉ：０．１～１質量％、Ｓｎ：１～５質量％、Ｚｎ：１～５０質量％などを含んでもよい。これらの元素は、単独又は２種以上を組み合わせて含有させることができる。
【0024】
Ａｌ系めっき層の付着量は、特に限定されないが、好ましくは１０～１５０ｇ／ｍ2、より好ましくは２０～１００ｇ／ｍ2、さらに好ましくは２０～８０ｇ／ｍ2、特に好ましくは２５～６０ｇ／ｍ2である。Ａｌ系めっき層の付着量を１０ｇ／ｍ2以上とすることにより、耐高温酸化性及び高温摺動性を確保することができるため、大気中で加熱する際に表面にスケールの生成を抑制することができると共に、フランジ部が形成し易くなる。また、Ａｌ系めっき層の付着量を１５０ｇ／ｍ2以下とすることにより、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合に造管性を高めることができる。なお、Ａｌ系めっき層がＡｌ系めっき鋼管及びＡｌ系めっき鋼板の両面に形成される場合、上記のＡｌ系めっき層の付着量は、各面におけるＡｌ系めっき層の付着量を意味する。
【0025】
Ａｌ系めっき鋼材に用いられる鋼材は、焼入れ可能であれば、その組成は特に限定されない。本発明の一実施形態において、鋼材は、Ｃ：０．１０～０．５０質量％、Ｓｉ：０．１０～２．００質量％、Ｍｎ：０．１０～３．００質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有することが好ましい。また、鋼材は、必要に応じて、Ｃｒ：０．１０～５．００質量％、Ｍｏ：０．０１～３．００質量％、Ｎｉ：０．０１～３．００質量％、Ｃｕ：０．０１～３．００質量％、Ｔｉ：０．０１～０．２０質量％、Ａｌ：０．００２～０．１０質量％、Ｂ：０．０００３～０．００５０質量％から選択される１種以上をさらに含んでもよい。なお、本明細書において「不可避的不純物」とは、Ｏ、Ｎ、Ｐ、Ｓなどの除去することが難しい成分のことを意味する。不可避的不純物は、原料を溶製する段階で不可避的に混入する。
【0026】
上記の鋼材の組成を限定する理由は次の通りである。
Ｃは焼入れ性の向上とともに、冷却時に生成するマルテンサイトの強度の向上に有効な元素である。焼入れ後にＡｌ系めっき鋼材の引張強度（ＴＳ）を１２００Ｎ／ｍｍ2以上にするためには、Ｃ含有量を好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１１質量％以上、さらに好ましくは０．１２質量％以上とする。一方、Ｃ含有量が多すぎると、衝突変形時にエネルギー吸収能力を確保することが難しくなるため、Ｃ含有量を好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．４５質量％以下、さらに好ましくは０．４０質量％以下とする。
Ｃは焼入れ性の向上とともに、冷却時に生成するマルテンサイトの強度の向上に有効な元素である。焼入れ後にＡｌ系めっき鋼材の引張強度（ＴＳ）を１２００Ｎ／ｍｍ2以上にするためには、Ｃ含有量を好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１１質量％以上、さらに好ましくは０．１２質量％以上とする。一方、Ｃ含有量が多すぎると、衝突変形時にエネルギー吸収能力を確保することが難しくなるため、Ｃ含有量を好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．４５質量％以下、さらに好ましくは０．４０質量％以下とする。
【0027】
Ｓｉは、強度の向上に有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Ｓｉ含有量を好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１１質量％以上、さらに好ましくは０．１２質量％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．００質量％を超えると、当該効果が飽和してしまう。そのため、Ｓｉ含有量を好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下、さらに好ましくは１．５０質量％以下とする。
【0028】
Ｍｎは、強度及び焼入れ性の向上に有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎ含有量を好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上、さらに好ましくは０．３０質量％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．００質量％を超えると、当該効果が飽和してしまう。そのため、Ｍｎ含有量を好ましくは３．００質量％以下、より好ましくは２．８０質量％以下、さらに好ましくは２．５０質量％以下とする。
【0029】
Ｃｒは、焼入れ性の向上に有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量を好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１５質量％以上、さらに好ましくは０．２０質量％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が５．００質量％を超えると、当該効果が飽和してしまう。そのため、Ｃｒ含有量を好ましくは５．００質量％以下、より好ましくは４．５０質量％以下、さらに好ましくは３．００質量％以下とする。
【0030】
Ｍｏは、焼入れ性の向上に有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量を好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が３．００質量％を超えると、当該効果が飽和してしまう。そのため、Ｍｏ含有量を好ましくは３．００質量％以下、より好ましくは２．５０質量％以下、さらに好ましくは２．００質量％以下とする。
【0031】
Ｎｉは、焼入れ性の向上とともに衝突時の耐衝撃性の改善にも有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が３．００質量％を超えると、当該効果が飽和してしまう上、コストも上昇する。そのため、Ｎｉ含有量を好ましくは３．００質量％以下、より好ましくは２．５０質量％以下、さらに好ましくは２．００質量％以下とする。
【0032】
Ｃｕは、焼入れ性及び靭性の向上に有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量を好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が３．００質量％を超えると、当該効果が飽和してしまう上、コストも上昇する。そのため、Ｃｕ含有量を好ましくは３．００質量％以下、より好ましくは２．５０質量％以下、さらに好ましくは２．００質量％以下とする。
【0033】
Ｔｉは、溶鋼の脱酸調整に添加される成分であるが、脱窒作用も有する。また、固溶しているＮを窒化物として固定するので、焼き入れ性を改善する有効Ｂ量を高める。さらに、Ｔｉは、炭窒化物を形成し、焼き入れ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する作用も有する。これらの作用を安定して得るためには、Ｔｉ含有量を好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が多くなると、コストも上昇する上、加工性が低下する原因となる。そのため、Ｔｉ含有量を好ましくは０．２０質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以下とする。
【0034】
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として使用される成分であり、Ｎを固定する作用も有する。このような効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量を好ましくは０．００２質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上、さらに好ましくは０．０１０質量％以上とする。一方、Ａｌ含有量が多くなると、清浄度が損なわれ、表面疵が発生し易くなって表面品質が低下する要因となる。そのため、Ａｌ含有量を好ましくは０．１０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下、さらに好ましくは０．０６０質量％以下とする。
【0035】
Ｂは、焼入れ性の向上に有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を好ましくは０．０００３質量％以上、より好ましくは０．０００５質量％以上、さらに好ましくは０．００１０質量％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０質量％を超えると、当該効果が飽和する上、フランジ部の形成やパイプ本体部の成形を行う際に割れが生じる恐れがある。そのため、Ｂ含有量を好ましくは０．００５０質量％以下、より好ましくは０．００４５質量％以下、さらに好ましくは０．００４０質量％以下とする。
【0036】
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材は、本発明の効果を阻害しない範囲において、Ａｌ系めっき層の表面に化成処理層などの公知の表面処理層をさらに有していてもよい。
【0037】
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材は、特に限定されないが、鋼材の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を形成する工程と、Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるように加熱する工程とを含む方法によって製造することができる。
また、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、鋼板の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を形成する工程と、Ａｌ系めっき層が形成された鋼板を造管する工程と、Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるように加熱する工程とを含む方法によっても製造することができる。
造管方法としては、特に限定されず、当該技術分野において公知の方法を用いることができる。例えば、Ａｌ系めっき層を形成した鋼板を円筒形状に成形加工した後、板幅方向の両端部を突合わせて電縫溶接すればよい。
また、Ａｌ系めっき鋼材がＡｌ系めっき鋼管である場合、鋼板の少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を形成する工程と、Ａｌ系めっき層が形成された鋼板を造管する工程と、Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるように加熱する工程とを含む方法によっても製造することができる。
造管方法としては、特に限定されず、当該技術分野において公知の方法を用いることができる。例えば、Ａｌ系めっき層を形成した鋼板を円筒形状に成形加工した後、板幅方向の両端部を突合わせて電縫溶接すればよい。
【0038】
加熱方法は、特に限定されず、当該技術分野において公知の加熱装置を用いて行うことができる。また、Ａｌ系めっき鋼材を直ぐに熱間成形、特にＳＴＡＦ（登録商標）工法で成形加工する場合には、当該成形加工を実施することが可能な成形装置を用いて加熱を行ってもよい。
Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるような加熱条件は、Ａｌ系めっき層の種類や付着量（厚さ）に応じて適宜設定すればよく特に限定されない。
Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上となるような加熱条件は、Ａｌ系めっき層の種類や付着量（厚さ）に応じて適宜設定すればよく特に限定されない。
【0039】
典型的な加熱条件としては、３～２００℃／秒の昇温速度で５７０～８００℃の温度に加熱して１０分以下保持することである。
昇温速度が３℃／秒未満であると、処理時間が長くなるため生産性が低下する。一方、昇温速度が２００℃／秒を超えると、加熱速度にＡｌの拡散が追い付かず表面が粗くなることがある。
加熱温度が５７０℃未満であると、Ａｌ系めっき層の合金化が不十分となることがある。一方、加熱温度が８００℃を超えると、めっき垂れが生じ易くなるとともに、Ａｌ系めっき層の表面が粗くなったり、酸化スケールが発生したりすることがある。加熱温度は、好ましくは５８０℃～７００℃、より好ましくは６００～６９０℃である。
保持時間が１０分を超えると、処理時間が長くなるため生産性が低下する。保持時間は、Ａｌ系めっき鋼材の加工性やＡｌ系めっき鋼材部品の表面状態を考慮すると、好ましくは１５秒～９分、より好ましくは２０秒～８分である。
昇温速度が３℃／秒未満であると、処理時間が長くなるため生産性が低下する。一方、昇温速度が２００℃／秒を超えると、加熱速度にＡｌの拡散が追い付かず表面が粗くなることがある。
加熱温度が５７０℃未満であると、Ａｌ系めっき層の合金化が不十分となることがある。一方、加熱温度が８００℃を超えると、めっき垂れが生じ易くなるとともに、Ａｌ系めっき層の表面が粗くなったり、酸化スケールが発生したりすることがある。加熱温度は、好ましくは５８０℃～７００℃、より好ましくは６００～６９０℃である。
保持時間が１０分を超えると、処理時間が長くなるため生産性が低下する。保持時間は、Ａｌ系めっき鋼材の加工性やＡｌ系めっき鋼材部品の表面状態を考慮すると、好ましくは１５秒～９分、より好ましくは２０秒～８分である。
【0040】
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材の焼入れ後の引張強度（ＴＳ）は、特に限定されないが、好ましくは１２００Ｎ／ｍｍ2以上、より好ましくは１３００Ｎ／ｍｍ2以上、さらに好ましくは１４００Ｎ／ｍｍ2以上である。焼入れ後の引張強度が上記の範囲であれば、自動車の車体部品に要求される強度を確保することができる。
【0041】
（Ａｌ系めっき鋼材部品）
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材部品は、上記の熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材の熱間成形体を含む。また、このＡｌ系めっき鋼材部品は、少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有し、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比（Ａｌ系めっき層の最大厚さ／Ａｌ系めっき層の最小厚さ）が１．０～１０．０である。Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が上記の範囲であれば、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいということができる。
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材部品は、上記の熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材の熱間成形体を含む。また、このＡｌ系めっき鋼材部品は、少なくとも１つの表面にＡｌ系めっき層を有し、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比（Ａｌ系めっき層の最大厚さ／Ａｌ系めっき層の最小厚さ）が１．０～１０．０である。Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が上記の範囲であれば、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいということができる。
【0042】
Ａｌ系めっき鋼材部品におけるＡｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比は、Ａｌ系めっき鋼材におけるＡｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比と同様にして求めることができる。
例えば、Ａｌ系めっき鋼材部品が管状である場合、Ａｌ系めっき層の厚さは、管軸方向に垂直な方向の断面を光学顕微鏡で撮影し、撮影された写真から測定することができる。また、「Ａｌ系めっき層の最小厚さ」とは、管状のＡｌ系めっき鋼材部品の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も小さくなる部分の厚さのことを意味する。同様に、「Ａｌ系めっき層の最大厚さ」とは、管状のＡｌ系めっき鋼材部品の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も大きくなる部分の厚さのことを意味する。なお、Ａｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さは、１視野で５箇所の平均値とすることが好ましい。
なお、Ａｌ系めっき鋼材部品が管状である場合、Ａｌ系めっき鋼材部品は、管軸方向を水平方向にして加熱されることが多い。このとき、管軸中心に対して鉛直上方となる位置を０°とすると、Ａｌ系めっき層の厚さが最大となる部分は、管軸中心に対して１８０°の位置する部分（底部）周辺となり、Ａｌ系めっき層の厚さが最小となる部分は、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置に位置する部分（側部）周辺となる。
例えば、Ａｌ系めっき鋼材部品が管状である場合、Ａｌ系めっき層の厚さは、管軸方向に垂直な方向の断面を光学顕微鏡で撮影し、撮影された写真から測定することができる。また、「Ａｌ系めっき層の最小厚さ」とは、管状のＡｌ系めっき鋼材部品の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も小さくなる部分の厚さのことを意味する。同様に、「Ａｌ系めっき層の最大厚さ」とは、管状のＡｌ系めっき鋼材部品の管軸方向に垂直な方向の断面の写真において、Ａｌ系めっき層が最も大きくなる部分の厚さのことを意味する。なお、Ａｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さは、１視野で５箇所の平均値とすることが好ましい。
なお、Ａｌ系めっき鋼材部品が管状である場合、Ａｌ系めっき鋼材部品は、管軸方向を水平方向にして加熱されることが多い。このとき、管軸中心に対して鉛直上方となる位置を０°とすると、Ａｌ系めっき層の厚さが最大となる部分は、管軸中心に対して１８０°の位置する部分（底部）周辺となり、Ａｌ系めっき層の厚さが最小となる部分は、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置に位置する部分（側部）周辺となる。
【0043】
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材部品は、上記の熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材をＡ１変態点以上の温度に加熱して成形を行った後、焼入れを行うことによって製造される。特に、Ａｌ系めっき鋼材部品がＳＴＡＦ（登録商標）工法で製造される場合、上記のＡｌ系めっき鋼管をＡ１変態点以上の温度に加熱し、このＡｌ系めっき鋼管内に高圧流体を供給して成形を行った後、焼入れを行うことによって製造される。ＳＴＡＦ（登録商標）工法における成形には、パイプ本体部の成形だけでなく、フランジ部の成形を含むことができる。
【0044】
Ａｌ系めっき鋼材の加熱は、Ａｌ系めっき鋼材の鋼組織をオーステナイト化させるために、Ａ１変態点以上、好ましくは８５０℃以上に加熱することにより行われる。この加熱により、Ａｌ系めっき鋼材が軟化するため、所望の形状への成形が可能となる。特に、ＳＴＡＦ（登録商標）工法による製造では、Ａｌ系めっき鋼管内に高圧流体を供給することでＡｌ系めっき鋼管が熱膨張し、パイプ本体部の成形やフランジ部の形成が可能となる。
加熱の際の昇温速度は、特に限定されないが、好ましくは５～２００℃／秒である。
加熱の際の昇温速度は、特に限定されないが、好ましくは５～２００℃／秒である。
【0045】
焼入れは、Ａｌ系めっき鋼材の成形を行った後に、急冷することで実施することができる。焼入れにより、オーステナイトがマルテンサイトに変態するマルテンサイト変態が生じ、Ａｌ系めっき鋼材部品が高強度化される。
【0046】
本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材部品の製造方法は、当該技術分野において公知の成形装置を用いて行うことができる。特に、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材部品をＳＴＡＦ（登録商標）工法によって製造する場合は、ＳＴＡＦ（登録商標）工法を実施することが可能な成形装置、例えば、特開２０１８－１６７３１２号公報に記載の成形装置を用いて行うことができる。具体的には、本発明の実施形態に係るＡｌ系めっき鋼材部品をＳＴＡＦ（登録商標）工法によって製造する方法は、以下のようにして行うことができる。
【0047】
まず、上側の成形用の金型（以下、「上金型」という）と下側の成形用の金型（以下、「下金型」という）との間にＡｌ系めっき鋼管を配置し、Ａｌ系めっき鋼管を通電加熱する。
次に、上金型と下金型との間が半開き状態となる型締め位置に調整した上で、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体（例えば、高圧空気）を供給する。これにより、Ａｌ系めっき鋼管が上金型と下金型の内面形状に倣った形状に膨張すると共に、上金型と下金型の半開きの部分からＡｌ系めっき鋼管の一部がはみ出す形で膨張する。この状態で型締めを行うことにより、上金型と下金型の半開きの部分からはみ出したＡｌ系めっき鋼管の一部が上金型と下金型との間に挟まれて、フランジ部が形成される。
フランジ部の形成後、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体をさらに供給することにより、上金型及び下金型の内面形状への密着度合い（倣い度合い）が高まる。このようにしてＡｌ系めっき鋼管を所定の形状に成形してパイプ本体部が形成される。
パイプ本体部の形成後、金型内で急冷することで焼入れが行われ、マルテンサイト変態によって高強度化されたフランジ付きＡｌ系めっき鋼材部品となる。
次に、上金型と下金型との間が半開き状態となる型締め位置に調整した上で、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体（例えば、高圧空気）を供給する。これにより、Ａｌ系めっき鋼管が上金型と下金型の内面形状に倣った形状に膨張すると共に、上金型と下金型の半開きの部分からＡｌ系めっき鋼管の一部がはみ出す形で膨張する。この状態で型締めを行うことにより、上金型と下金型の半開きの部分からはみ出したＡｌ系めっき鋼管の一部が上金型と下金型との間に挟まれて、フランジ部が形成される。
フランジ部の形成後、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体をさらに供給することにより、上金型及び下金型の内面形状への密着度合い（倣い度合い）が高まる。このようにしてＡｌ系めっき鋼管を所定の形状に成形してパイプ本体部が形成される。
パイプ本体部の形成後、金型内で急冷することで焼入れが行われ、マルテンサイト変態によって高強度化されたフランジ付きＡｌ系めっき鋼材部品となる。
【0048】
上記の製造方法では、上金型及び下金型の内面形状に倣い、Ａｌ系めっき鋼管の形状を自由に成形することが可能であるため、延材方向に不均一の形状を有するＡｌ系めっき鋼材部品を一体的に成形することができる。
【実施例】
【0049】
以下に、実施例を挙げて本発明の内容を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定して解釈されるものではない。
【0050】
（実施例１）
＜Ａｌ系めっき鋼材の製造＞
Ａｌ系めっき鋼材としてＡｌ系めっき鋼管を製造した。まず、表１に示す組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物である）を有する鋼を溶製し、連続鋳造して得られた鋳片を熱間圧延して板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。次に、この熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。次に、この冷延鋼板を連続式溶融Ａｌ系めっきライン内で７２０℃にて１０秒加熱焼鈍した後、Ａｌ系めっき浴に浸漬させ、冷延鋼板の両面にＡｌ系めっき層を形成した。Ａｌ系めっき浴は、９１質量％のＡｌ及び９質量％のＳｉからなる組成とした。また、冷延鋼板の各面に形成したＡｌ系めっき層の付着量は３５ｇ／ｍ2（Ａｌ系めっき層の厚さ１７μｍ）とした。なお、Ａｌ系めっき層の付着量は、蛍光Ｘ線分析によって測定した。
次に、上記で得られたＡｌ系めっき層が表面に形成された冷延鋼板を円筒状に成形加工した後、板幅方向の両端部を突合わせて電縫溶接した。溶接後、溶接ビード部を切削してＡｌを溶射した。
次に、上記で得られた鋼管を７℃／秒の昇温速度で４００～８００℃の温度に加熱して１０秒～１５分間保持する（具体的な条件は表２に示す）加熱処理を行うことにより、Ａｌ系めっき鋼管を得た。
＜Ａｌ系めっき鋼材の製造＞
Ａｌ系めっき鋼材としてＡｌ系めっき鋼管を製造した。まず、表１に示す組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物である）を有する鋼を溶製し、連続鋳造して得られた鋳片を熱間圧延して板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。次に、この熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。次に、この冷延鋼板を連続式溶融Ａｌ系めっきライン内で７２０℃にて１０秒加熱焼鈍した後、Ａｌ系めっき浴に浸漬させ、冷延鋼板の両面にＡｌ系めっき層を形成した。Ａｌ系めっき浴は、９１質量％のＡｌ及び９質量％のＳｉからなる組成とした。また、冷延鋼板の各面に形成したＡｌ系めっき層の付着量は３５ｇ／ｍ2（Ａｌ系めっき層の厚さ１７μｍ）とした。なお、Ａｌ系めっき層の付着量は、蛍光Ｘ線分析によって測定した。
次に、上記で得られたＡｌ系めっき層が表面に形成された冷延鋼板を円筒状に成形加工した後、板幅方向の両端部を突合わせて電縫溶接した。溶接後、溶接ビード部を切削してＡｌを溶射した。
次に、上記で得られた鋼管を７℃／秒の昇温速度で４００～８００℃の温度に加熱して１０秒～１５分間保持する（具体的な条件は表２に示す）加熱処理を行うことにより、Ａｌ系めっき鋼管を得た。
【0051】
【表1】
【0052】
＜Ａｌ系めっき鋼材部品の製造＞
上金型と下金型との間にＡｌ系めっき鋼管を配置し、Ａｌ系めっき鋼管を１５０℃／秒の昇温速度で９５０℃に通電加熱した。次に、上金型と下金型との間が半開き状態となる型締め位置に調整した上で、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧空気を供給し、上金型と下金型の半開きの部分からＡｌ系めっき鋼管の一部がはみ出した状態で型締めを行ってフランジ部を形成した。引き続きＡｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体を供給してパイプ本体部を形成した。次に、金型内で急冷して焼入れを行うことにより、Ａｌ系めっき鋼材部品を得た。
上金型と下金型との間にＡｌ系めっき鋼管を配置し、Ａｌ系めっき鋼管を１５０℃／秒の昇温速度で９５０℃に通電加熱した。次に、上金型と下金型との間が半開き状態となる型締め位置に調整した上で、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧空気を供給し、上金型と下金型の半開きの部分からＡｌ系めっき鋼管の一部がはみ出した状態で型締めを行ってフランジ部を形成した。引き続きＡｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体を供給してパイプ本体部を形成した。次に、金型内で急冷して焼入れを行うことにより、Ａｌ系めっき鋼材部品を得た。
【0053】
＜Ａｌ系めっき鋼材部品の表面状態の評価＞
Ａｌ系めっき鋼材部品の表面状態は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて評価した。その結果を表２に示す。なお、表２の結果は、全ての鋼種のＡｌ系めっき鋼管から製造されたＡｌ系めっき鋼材部品に共通する結果である。また、表２において、Ａｌ系めっき鋼材部品の表面が滑らかであり、且つ酸化スケールの発生が確認されなかったものを〇、Ａｌ系めっき鋼材部品の表面が粗いか、又は酸化スケールの発生が確認されたものを×と表す。
Ａｌ系めっき鋼材部品の表面状態は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて評価した。その結果を表２に示す。なお、表２の結果は、全ての鋼種のＡｌ系めっき鋼管から製造されたＡｌ系めっき鋼材部品に共通する結果である。また、表２において、Ａｌ系めっき鋼材部品の表面が滑らかであり、且つ酸化スケールの発生が確認されなかったものを〇、Ａｌ系めっき鋼材部品の表面が粗いか、又は酸化スケールの発生が確認されたものを×と表す。
【0054】
【表2】
【0055】
表２に示されるように、全ての鋼種のＡｌ系めっき鋼管の製造において、５００℃の温度で３０秒～１０分、６００℃の温度で２秒～１０分、７００℃の温度で２秒～１０分及び８００℃の温度で２秒加熱保持した場合に、Ａｌ系めっき鋼材部品の表面が滑らかであり、且つ酸化スケールが発生しないことが確認された。
なお、比較として、表１に示す鋼種１の組成を有する鋼を用い、Ａｌ系めっき層を形成しないこと以外は上記と同様にして作製した比較用鋼管について、上記と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を作製して表面状態の評価を行った結果、全ての加熱条件下で酸化スケールの発生が確認された。
また、熱処理を行わないこと以外は上記と同様にして作製した比較用鋼管について、上記と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を作製して表面状態の評価を行った結果、表面が粗くなっていることが確認された。この結果は全ての鋼種で共通していた。
なお、比較として、表１に示す鋼種１の組成を有する鋼を用い、Ａｌ系めっき層を形成しないこと以外は上記と同様にして作製した比較用鋼管について、上記と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を作製して表面状態の評価を行った結果、全ての加熱条件下で酸化スケールの発生が確認された。
また、熱処理を行わないこと以外は上記と同様にして作製した比較用鋼管について、上記と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を作製して表面状態の評価を行った結果、表面が粗くなっていることが確認された。この結果は全ての鋼種で共通していた。
【0056】
＜Ａｌ系めっき鋼材の加工性の評価＞
上記のＡｌ系めっき鋼材（Ａｌ系めっき鋼管）の製造において、加熱条件を６００℃の温度で５分としてＡｌ系めっき鋼管を１０本作製し、上記と同様の方法でＡｌ系めっき鋼材部品を１０個製造した。得られた１０本のＡｌ系めっき鋼管材品について、フランジ部及びパイプ本体部の形成状態を目視観察によって評価した。その結果、Ａｌ系めっき鋼材部品は、全ての鋼種において、１０個全てフランジ部及びパイプ本体部の形成状態が良好であった。
なお、比較として、表１に示す鋼種１の組成を有する鋼を用い、Ａｌ系めっき層を形成しないこと以外は上記と同様にして作製した比較用鋼管について、上記と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を作製してＡｌ系めっき鋼管の加工性の評価を行った結果、２個のＡｌ系めっき鋼材部品においてフランジ部の形成状態が不均一であった。
上記のＡｌ系めっき鋼材（Ａｌ系めっき鋼管）の製造において、加熱条件を６００℃の温度で５分としてＡｌ系めっき鋼管を１０本作製し、上記と同様の方法でＡｌ系めっき鋼材部品を１０個製造した。得られた１０本のＡｌ系めっき鋼管材品について、フランジ部及びパイプ本体部の形成状態を目視観察によって評価した。その結果、Ａｌ系めっき鋼材部品は、全ての鋼種において、１０個全てフランジ部及びパイプ本体部の形成状態が良好であった。
なお、比較として、表１に示す鋼種１の組成を有する鋼を用い、Ａｌ系めっき層を形成しないこと以外は上記と同様にして作製した比較用鋼管について、上記と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を作製してＡｌ系めっき鋼管の加工性の評価を行った結果、２個のＡｌ系めっき鋼材部品においてフランジ部の形成状態が不均一であった。
【0057】
＜焼入れ後の引張強度の評価＞
上記のＡｌ系めっき鋼材（Ａｌ系めっき鋼管）の製造において、加熱条件を６００℃の温度で５分としてＡｌ系めっき鋼管を作製し、上記と同様の方法でＡｌ系めっき鋼材部品を製造した。得られたＡｌ系めっき鋼材部品について引張試験を行った。引張試験は、Ａｌ系めっき鋼材部品から採取し、つかみ部に心金を入れたＪＩＳ１１号試験片について、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張強度の測定を行った。その結果を表３に示す。
上記のＡｌ系めっき鋼材（Ａｌ系めっき鋼管）の製造において、加熱条件を６００℃の温度で５分としてＡｌ系めっき鋼管を作製し、上記と同様の方法でＡｌ系めっき鋼材部品を製造した。得られたＡｌ系めっき鋼材部品について引張試験を行った。引張試験は、Ａｌ系めっき鋼材部品から採取し、つかみ部に心金を入れたＪＩＳ１１号試験片について、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張強度の測定を行った。その結果を表３に示す。
【0058】
【表3】
【0059】
表３に示されるように、Ａｌ系めっき鋼材部品は、全ての鋼種において、焼入れ後の引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上であった。
【0060】
（実施例２）
＜Ａｌ系めっき鋼材の製造＞
鋼種１を選択し、Ａｌ系めっき層の付着量を２４ｇ／ｍ2（Ａｌ系めっき層の厚さ１０μｍ）にするとともに、加熱処理の条件を表４に示す条件に変更したこと以外は実施例１と同様にしてＡｌ系めっき鋼管を得た。
＜Ａｌ系めっき鋼材の製造＞
鋼種１を選択し、Ａｌ系めっき層の付着量を２４ｇ／ｍ2（Ａｌ系めっき層の厚さ１０μｍ）にするとともに、加熱処理の条件を表４に示す条件に変更したこと以外は実施例１と同様にしてＡｌ系めっき鋼管を得た。
【0061】
＜Ａｌ系めっき鋼材におけるＡｌ系めっき層の合金化率の評価＞
Ａｌ系めっき鋼管を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影した。撮影箇所は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置とした。撮影された写真から、Ａｌ系めっき層全体の厚さに対する合金化されたＡｌ系めっき層の厚さの割合を合金化率とした。Ａｌ系めっき層全体及び合金化されたＡｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とした。また、合金化率は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置の平均値とした。
Ａｌ系めっき鋼管を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影した。撮影箇所は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置とした。撮影された写真から、Ａｌ系めっき層全体の厚さに対する合金化されたＡｌ系めっき層の厚さの割合を合金化率とした。Ａｌ系めっき層全体及び合金化されたＡｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とした。また、合金化率は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置の平均値とした。
【0062】
＜Ａｌ系めっき鋼材におけるＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さの評価＞
Ａｌ系めっき鋼管を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影した。撮影箇所は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置（加熱時に鉛直上方とした位置）を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置とした。ここで、管軸中心に対して１８０°の位置をＡｌ系めっき層が最大厚さとなる位置とし、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置をＡｌ系めっき層が最小厚さとなる位置とした。撮影された写真から、各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さを測定した。各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とした。Ａｌ系めっき層の最小厚さは、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置の厚さの平均値とした。
次に、上記のようにして得られたＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さを基に、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比を算出した。
Ａｌ系めっき鋼管を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影した。撮影箇所は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置（加熱時に鉛直上方とした位置）を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置とした。ここで、管軸中心に対して１８０°の位置をＡｌ系めっき層が最大厚さとなる位置とし、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置をＡｌ系めっき層が最小厚さとなる位置とした。撮影された写真から、各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さを測定した。各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とした。Ａｌ系めっき層の最小厚さは、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置の厚さの平均値とした。
次に、上記のようにして得られたＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さを基に、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比を算出した。
【0063】
＜Ａｌ系めっき鋼材部品の製造＞
ＳＴＡＦ（登録商標）工法によってＡｌ系めっき鋼材部品を製造した。具体的には、上金型と下金型との間にＡｌ系めっき鋼管を溶接ビード部が鉛直上向きとなるように配置し、Ａｌ系めっき鋼管を表４に示す条件で通電加熱した。次に、上金型と下金型との間が半開き状態となる型締め位置に調整した上で、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧空気を供給し、上金型と下金型の半開きの部分からＡｌ系めっき鋼管の一部がはみ出した状態で型締めを行ってフランジ部を形成した。引き続きＡｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体を供給してパイプ本体部を形成した。次に、金型内で急冷して焼入れを行うことにより、Ａｌ系めっき鋼材部品を得た。
ＳＴＡＦ（登録商標）工法によってＡｌ系めっき鋼材部品を製造した。具体的には、上金型と下金型との間にＡｌ系めっき鋼管を溶接ビード部が鉛直上向きとなるように配置し、Ａｌ系めっき鋼管を表４に示す条件で通電加熱した。次に、上金型と下金型との間が半開き状態となる型締め位置に調整した上で、Ａｌ系めっき鋼管の内部に高圧空気を供給し、上金型と下金型の半開きの部分からＡｌ系めっき鋼管の一部がはみ出した状態で型締めを行ってフランジ部を形成した。引き続きＡｌ系めっき鋼管の内部に高圧流体を供給してパイプ本体部を形成した。次に、金型内で急冷して焼入れを行うことにより、Ａｌ系めっき鋼材部品を得た。
【0064】
＜Ａｌ系めっき鋼材部品におけるＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さの評価＞
Ａｌ系めっき鋼材部品を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影した。撮影箇所は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置とした。ここで、管軸中心に対して１８０°の位置をＡｌ系めっき層が最大厚さとなる位置とし、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置をＡｌ系めっき層が最小厚さとなる位置とした。撮影された写真から、各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さを測定した。各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とした。Ａｌ系めっき層の最小厚さは、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置の厚さの平均値とした。
次に、上記のようにして得られたＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さを基に、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比を算出した。
加熱条件及び評価結果を表４に示す。
Ａｌ系めっき鋼材部品を管軸方向に垂直な方向に切断してエポキシ樹脂に埋め込んだ後、研磨処理を行い、研磨された断面を光学顕微鏡で撮影した。撮影箇所は、管軸中心に対する溶接ビード部の位置を０°とした場合に、管軸中心に対して９０°、１８０°及び２７０°の位置とした。ここで、管軸中心に対して１８０°の位置をＡｌ系めっき層が最大厚さとなる位置とし、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置をＡｌ系めっき層が最小厚さとなる位置とした。撮影された写真から、各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さを測定した。各位置におけるＡｌ系めっき層の厚さは、１視野で５箇所の平均値とした。Ａｌ系めっき層の最小厚さは、管軸中心に対して９０°及び２７０°の位置の厚さの平均値とした。
次に、上記のようにして得られたＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さを基に、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比を算出した。
加熱条件及び評価結果を表４に示す。
【0065】
【表4】
【0066】
表４に示されるように、Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上であり、且つＡｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が１．０～５．０であるＡｌ系めっき鋼管（Ｎｏ．２－５～２－１４）は、当該両方の条件を満たさないＡｌ系めっき鋼管（Ｎｏ．２－１～２－４）に比べて、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が１．０～１０．０である（すなわち、めっき垂れが小さい）Ａｌ系めっき鋼材部品を与えた。
特に、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていないＡｌ系めっき鋼管を用い、ＳＴＡＦ（登録商標）工法で製造したＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが著しく大きくなった（Ｎｏ．２－１～２－２）。また、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていても、合金化率が不十分であったり、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が所定の範囲になかったりするＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが大きくなった（Ｎｏ．２－３～２－４）。
特に、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていないＡｌ系めっき鋼管を用い、ＳＴＡＦ（登録商標）工法で製造したＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが著しく大きくなった（Ｎｏ．２－１～２－２）。また、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていても、合金化率が不十分であったり、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が所定の範囲になかったりするＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが大きくなった（Ｎｏ．２－３～２－４）。
【0067】
（実施例３）
＜Ａｌ系めっき鋼管の製造＞
鋼種１を選択し、Ａｌ系めっき層の付着量を３５ｇ／ｍ2（Ａｌ系めっき層の厚さ１７μｍ）にするとともに、加熱処理の条件を表５に示す条件に変更したこと以外は実施例１と同様にしてＡｌ系めっき鋼管を得た。
＜Ａｌ系めっき鋼管におけるＡｌ系めっき層の合金化率の評価＞
実施例２と同様にして行った。
＜Ａｌ系めっき鋼管におけるＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さの評価＞
実施例２と同様にして行った。
＜Ａｌ系めっき鋼管の製造＞
鋼種１を選択し、Ａｌ系めっき層の付着量を３５ｇ／ｍ2（Ａｌ系めっき層の厚さ１７μｍ）にするとともに、加熱処理の条件を表５に示す条件に変更したこと以外は実施例１と同様にしてＡｌ系めっき鋼管を得た。
＜Ａｌ系めっき鋼管におけるＡｌ系めっき層の合金化率の評価＞
実施例２と同様にして行った。
＜Ａｌ系めっき鋼管におけるＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さの評価＞
実施例２と同様にして行った。
【0068】
＜Ａｌ系めっき鋼材部品の製造＞
上金型と下金型との間にＡｌ系めっき鋼管を溶接ビード部が鉛直上向きとなるように配置し、Ａｌ系めっき鋼管を表５に示す条件で通電加熱したこと以外は実施例２と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を得た。
＜Ａｌ系めっき鋼材部品におけるＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さの評価＞
実施例２と同様にして行った。
加熱条件及び評価結果を表５に示す。
上金型と下金型との間にＡｌ系めっき鋼管を溶接ビード部が鉛直上向きとなるように配置し、Ａｌ系めっき鋼管を表５に示す条件で通電加熱したこと以外は実施例２と同様にしてＡｌ系めっき鋼材部品を得た。
＜Ａｌ系めっき鋼材部品におけるＡｌ系めっき層の最小厚さ及び最大厚さの評価＞
実施例２と同様にして行った。
加熱条件及び評価結果を表５に示す。
【0069】
【表5】
【0070】
表５に示されるように、Ａｌ系めっき層の合金化率が３５％以上であり、且つＡｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が１．０～５．０であるＡｌ系めっき鋼管（Ｎｏ．３－５～３－２０）は、当該両方の条件を満たさないＡｌ系めっき鋼管（Ｎｏ．３－１～３－４）に比べて、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が１．０～１０．０である（すなわち、めっき垂れが小さい）Ａｌ系めっき鋼材部品を与えた。
特に、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていないＡｌ系めっき鋼管を用い、ＳＴＡＦ（登録商標）工法で製造したＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが著しく大きくなった（Ｎｏ．３－１～３－２）。また、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていても、合金化率が不十分であったり、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が所定の範囲になかったりするＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが大きくなった（Ｎｏ．３－３～３－４）。
特に、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていないＡｌ系めっき鋼管を用い、ＳＴＡＦ（登録商標）工法で製造したＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが著しく大きくなった（Ｎｏ．３－１～３－２）。また、Ａｌ系めっき層を予め合金化させていても、合金化率が不十分であったり、Ａｌ系めっき層の最小厚さに対するＡｌ系めっき層の最大厚さの比が所定の範囲になかったりするＡｌ系めっき鋼材部品では、めっき垂れが大きくなった（Ｎｏ．３－３～３－４）。
【0071】
以上の結果からわかるように、本発明によれば、熱間成形によってＡｌ系めっき鋼材部品を製造する場合に、めっき垂れを抑制し得る熱間成形用Ａｌ系めっき鋼材及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明によれば、熱間成形によって製造される、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいＡｌ系めっき鋼材部品及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明によれば、熱間成形によって製造される、Ａｌ系めっき層の厚さのバラツキが小さいＡｌ系めっき鋼材部品及びその製造方法を提供することができる。