JP6172383B2

JP6172383B2 - ホットスタンプ鋼材

Info

Publication number: JP6172383B2
Application number: JP2016511955A
Authority: JP
Inventors: 晃大仙石; 浩史竹林
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2015-03-31
Publication date: 2017-08-02
Anticipated expiration: 2035-03-31
Also published as: US20170145532A1; EP3128017A1; MX2016012674A; RU2659532C2; KR101871618B1; TW201544604A; CN106133153A; WO2015152284A1; RU2016141558A3; JPWO2015152284A1; CA2943652C; KR20160126047A; RU2016141558A; EP3128017A4; CN106133153B; CA2943652A1; US9932652B2; TWI534272B

Description

本発明は、ホットスタンプにより製造されたホットスタンプ鋼材に関する。
本願は、２０１４年０３月３１日に、日本に出願された特願２０１４−０７３８１４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車等に用いられる構造部材を高強度にするために、ホットスタンプにより製造された構造部材を用いる場合がある。ホットスタンプは、Ａ_Ｃ３点以上に加熱された鋼板を、金型でプレスしつつ、金型で鋼板を急冷する方法である。つまり、ホットスタンプでは、プレス加工と焼入れとを同時に行う。ホットスタンプによれば、形状精度が高く、高強度の構造部材を製造できる。このようなホットスタンプを含む製造方法で製造された鋼材（ホットスタンプ鋼材）はたとえば、特許文献１、特許文献２及び特許文献３に開示されている。これらの特許文献に開示されるホットスタンプ鋼材は、耐食性を高めるために亜鉛めっき層を施した鋼板に対してホットスタンプを実施して製造された鋼材である。

上述の通り、ホットスタンプでは、鋼板に対し、プレス加工と同時に焼入れを行う。また、ホットスタンプは、形状精度が高く、高強度の構造部材を製造するのに適している。そのため、一般に、ホットスタンプ鋼材の強度（引張強度）は１５００ＭＰａ程度以上と高い。しかしながら、近年、自動車等の衝突安全性への要求が高まっており、自動車用部材において、強度よりも、衝突時における衝撃吸収性が要求される場合がある。衝撃吸収性を高めるには、一般的に強度が低い材料の方が好ましい。ホットスタンプ鋼材においては、鋼板の合金元素量やホットスタンプ条件を変更することである程度強度を変更できることは知られている。しかしながら、ホットスタンプ工程で、部材によってホットスタンプ条件を変更することは、製造負荷の上昇を招くため好ましくない。そのため、近年、ホットスタンプでの焼入れにより１５００ＭＰａ程度以上の引張強度が得られるホットスタンプ鋼材と同じ化学組成を有し、従来と同等以上の耐食性を有し、かつ、６００〜１４５０ＭＰａ程度の強度を有するホットスタンプ鋼材が求められている。

しかしながら、上述の特許文献１〜３には、ホットスタンプ鋼材の強度を低下させる方法については開示されていない。

日本国特開２００３−７３７７４号公報日本国特開２００３−１２９２０９号公報日本国特開２００３−１２６９２１号公報

本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明の目的は、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも高い衝撃吸収性を有し、かつ、耐食性に優れる、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を提供することである。

本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ鋼材は、Ａ_ｃ３点以上の温度に加熱して３０分間保持した後に水焼入れを実施した場合の表面から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、前記母材の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備え、前記亜鉛めっき層は、Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相及びキャピタルガンマ相とからなるラメラ層とを含み、前記亜鉛めっき層の断面における前記ラメラ層の面積率が５〜２０％である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ鋼材では、前記焼戻し部の前記硬さが前記最高焼入れ硬さの６０％以下であり、前記亜鉛めっき層の断面における前記ラメラ層の前記面積率が、５〜２０％であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ鋼材では、前記焼戻し部の前記硬さが前記最高焼入れ硬さの５０％以下であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材では、前記焼戻し部のビッカース硬さが１８０〜４５０Ｈｖであってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材は、前記母材のうちの一部が前記焼戻し部であってもよい。
また、上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材では、最高加熱温度がＡ_ｃ３点以上となるように所定の加熱時間で加熱された後、金型を用いたプレス加工によって加工と焼入れとが同時に施され、その後、所定の焼戻し温度で焼戻しが行われることによって製造され、
前記母材のＡ_ｃ１点をＡ_ｃ１、前記焼戻し温度を単位℃でＴ、前記焼入れ後かつ前記焼戻し前の鋼材のＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＺｎ濃度を単位質量％でＣと表したとき、下記式ａを満足してもよい。
Ａ_ｃ１≧Ｔ≧７００−４．０×（３５．０−Ｃ）（ａ）
更に、前記焼戻し温度が７００℃〜前記母材のＡ_ｃ１点であってもよい。

本発明の上記態様によれば、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも高い衝撃吸収性を有し、かつ、耐食性に優れる、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を提供することができる。

亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を４００℃で焼戻しした場合の亜鉛めっき層及びその周辺の断面写真画像である。亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を５００℃で焼戻しした場合の亜鉛めっき層及びその周辺の断面写真画像である。亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を７００℃で焼戻しした場合の亜鉛めっき層及びその周辺の断面写真画像である。図１に示す亜鉛めっき層のＸＲＤ測定結果を示す図である。図２に示す亜鉛めっき層のＸＲＤ測定結果を示す図である。図３に示す亜鉛めっき層のＸＲＤ測定結果を示す図である。異なる焼戻し温度で焼戻しされたホットスタンプ鋼材のＳＳＴ試験結果を示す図である。Ｆｅ−Ｚｎ二元系状態図である。

本発明者らは、ホットスタンプ鋼材の衝撃吸収性及び耐食性について検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

上述のとおり、一般的にホットスタンプ鋼材の強度（引張強度）が低い方が、衝撃吸収性が高まる。ホットスタンプ鋼材に対して焼戻しを実施すれば、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材と比較して、引張強度を低下させることができる。すなわち、ホットスタンプ鋼材の衝撃吸収性を高めることができる。

しかしながら、亜鉛めっき層を含むホットスタンプ鋼材に対して焼戻しを実施すると、亜鉛めっき層の構造が変化する。亜鉛めっき層の構造の変化は、耐食性に影響する。

従来、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材に対して、焼戻しを行った際の亜鉛めっき層の変化については、報告されていない。そのため、本発明者らは、焼戻し条件が亜鉛めっき層に及ぼす影響、及び亜鉛めっき層の構成が耐食性に及ぼす影響について以下の要領で検討を行った。

まず、後述の好ましい化学組成を満たす板厚１．６ｍｍの鋼板を複数準備した。次いで、これらの鋼板上に溶融亜鉛めっき法により、亜鉛めっき層を形成した。亜鉛めっきの付着量は、６０ｇ／ｍ^２であった。亜鉛めっき層が形成された鋼板に対して、ホットスタンプを実施した。具体的には、鋼板を鋼板のＡ_Ｃ３点以上の温度である９００℃に炉温を設定した加熱炉に装入して、４分間加熱した。このとき、炉に装入してから２分程度で鋼板温度が９００℃となった。加熱後、水冷ジャケットを備えた平板金型で、鋼板を挟み込んでホットスタンプを行い、ホットスタンプ鋼材を製造した。ホットスタンプ時の冷却速度は遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点まで、５０℃／秒以上であった。
ここで、Ａ_ｃ１点及びＡ_ｃ３点は、それぞれ鋼材を加熱した際のオーステナイト変態開始温度、及びオーステナイト変態終了温度を示す。Ａ_ｃ１点及びＡ_ｃ３点は、フォーマスタ試験などによって、鋼材を加熱した際の熱膨張を測定することで決定することができる。具体的には、フェライトからオーステナイトに変態した際の体積収縮を観察することで決定することができる。また、マルテンサイト変態開始点は、オーステナイト化温度まで加熱した鋼材を急冷した際の熱膨張を測定することで決定することができる。具体的には、オーステナイトからマルテンサイトへの体積膨張を測定することにより決定することができる。

製造された各ホットスタンプ鋼材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は１５０℃〜母材のＡ_ｃ１点の範囲内で、各ホットスタンプ鋼材で異なる温度とした。焼戻しにおける各ホットスタンプ鋼材の加熱時間はいずれも５分とした。

各焼戻し温度で焼戻しを行ったホットスタンプ鋼材について、ミクロ組織観察及び、ＸＲＤ測定を行った。また、これらの結果に基づいて、亜鉛めっき層の組織を特定した。
図１は、焼戻し温度が４００℃の場合のホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層及びその周辺の断面部の写真画像であり、図４は、その断面部の表面からのＸＲＤ測定結果である。図２は、焼戻し温度が５００℃の場合のホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層及びその周辺の断面部の写真画像であり、図５は、その断面部の表面からのＸＲＤ測定結果である。図３は、焼戻し温度が７００℃の場合のホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層及びその周辺の断面部の写真画像であり、図６は、その断面部の表面からのＸＲＤ測定結果である。

断面部のミクロ組織観察は以下の要領で実施した。すなわち、断面部を５％ナイタ−ルで２０〜４０秒エッチングし、エッチング後、２０００倍のＳＥＭでミクロ組織を観察した。めっき層の構成に比べて、酸化物層の有無は強度や耐食性にほとんど影響を及ぼさない。そのため、本件ではめっき層に着目して検討を進めた。
ＸＲＤ測定は、Ｃｏ管球を用いて行った。ＸＲＤにおいて、通常、α−Ｆｅの強度ピークは、回折角２θ＝９９．７°に現れるが、Ｚｎ固溶量が多くなるほど、低角度側にシフトする。また、Ｆｅ_３Ｚｎ_１０の金属間化合物であるキャピタルガンマ（Γ）の強度ピークは、回折角２θ＝９４．０°に現れる。図４〜図６中の破線Ｌ４はα−Ｆｅ相の強度ピーク位置を示す。破線Ｌ３は固溶Ｚｎ量が少ない固溶体相（Ｚｎ含有量が５〜２５質量％、以下、低Ｚｎ固溶体相という場合がある）の強度ピーク位置を示す。破線Ｌ２は固溶Ｚｎ量が多い固溶体相（Ｚｎ含有量が２５〜４０質量％、以下、高Ｚｎ固溶体相という場合がある）の強度ピーク位置を示す。破線Ｌ１はΓ相の強度ピーク位置を示す。強度ピーク位置が破線Ｌ４からＬ２にシフトするにしたがって、固溶体相中のＺｎ固溶量が多くなる。

焼戻し温度が１５０℃〜５００℃未満の場合、図１及び図４に示すとおり、亜鉛めっき層は、固溶体層１０を形成した。この固溶体層は、強度ピーク位置がＬ２である高Ｚｎ固溶体相からなり、Γ相を含んでいなかった。図１中の符号２０は母材のうちの焼戻し部であり、符号３０は亜鉛めっき層上に形成された亜鉛酸化物層である。

一方、焼戻し温度が５００℃〜７００℃未満の場合、図２に示すように、亜鉛めっき層には、固溶体層１０と、固溶体層１０上に形成されたΓ相と低Ｚｎ固溶体相とからなるラメラ組織の層（以下、ラメラ層という）４０が形成された。ＸＲＤ測定を行った結果、図５に示すように、低Ｚｎ固溶体相の強度ピーク（破線Ｌ３位置）と、Γ相の強度ピーク（破線Ｌ１の位置）とが現れた。すなわち、このラメラ組織の層は、主にΓ相と低Ｚｎ固溶体相とからなるラメラ組織の層（ラメラ層）であった。
焼戻し温度が５００℃〜７００℃未満の場合、亜鉛めっき層は、面積率で０〜７０％の固溶体層（高Ｚｎ固溶体相からなる）１０と、面積率で３０％以上のラメラ層４０とを含有した。

さらに、焼戻し温度が７００℃〜母材のＡ_Ｃ１点である場合、図３に示すように、亜鉛めっき層は、表層に若干のラメラ層４０と、ラメラ層４０の下（鋼材側）に固溶体層１０を備えていた。亜鉛めっき層に占めるラメラ層４０の面積率は５〜２０％であった。また、ＸＲＤ測定の結果、図６に示すように、焼戻し温度が５００℃〜７００℃未満の場合には検出されなかった固溶体相の強度ピークが再び破線Ｌ２位置で現れ、焼戻し温度が５００℃〜７００℃未満の場合と比較してΓ相の強度ピーク（破線Ｌ１位置）が小さくなった。

以上のとおり、焼戻しの条件に基づいて、亜鉛めっき層の組織は変化した。そこで、各焼戻し温度で焼戻しを実施したホットスタンプ鋼材の耐食性を調査した。

耐食性は、ＳＳＴ試験（ＳａｌｔＳｐｒａｙＴｅｓｔ）によって評価した。ＳＳＴ試験は次の方法で実施した。
各焼戻し温度での板状のホットスタンプ鋼材の裏面及び端面を、ポリエステルテープによりシールした。その後、各鋼材の表面に、ＪＩＳＺ２３７１「塩水噴霧試験方法」で規定された試験を６日間（１４４時間）にわたって実施した。試験後の各鋼材の腐食減量を求め、図７を作成した。図７は、上述のホットスタンプ鋼材のＳＳＴ試験（ＳａｌｔＳｐｒａｙＴｅｓｔ）後の腐食減量（ｇ／ｍ^２）を示す図である。

図７中の横軸は焼戻し温度（℃）を示し、縦軸は腐食減量（ｇ／ｍ^２）を示す。図７を参照して、焼戻し温度２００〜４００℃、及び、７００℃であるホットスタンプ鋼材の腐食減量は、焼戻しを実施しないホットスタンプ鋼材と同レベルであり、１３０ｇ／ｍ^２以下であった。一方、焼戻し温度が５００〜６００℃のホットスタンプ鋼材では、めっき層の腐食減量は、焼戻しを実施しないホットスタンプ鋼材よりも顕著に高かった。
すなわち、ラメラ層の面積率が２０％以下である亜鉛めっき層では、焼戻しを行わないホットスタンプ鋼材と同等の耐食性が確保できる。

以上の結果から、固溶体層とラメラ層とを含有する亜鉛めっき層において、ラメラ層の面積率が２０％以下（０％を含む）であれば、耐食性が維持できることが判明した。

また、自動車用部材等に適用されるホットスタンプ鋼材の表面は、塗装される場合が多い。塗装に際しては、化成処理性が高い方が、塗膜密着性が高まる。そこで、ラメラ層の面積率が異なる亜鉛めっき層について、化成処理性を評価した。その結果、亜鉛めっき層が５％以上のラメラ層を有することで、化成処理性が向上することを見出した。

次に、上記と同様の素材を用いて、ホットスタンプ時の加熱時間を６分または８分とした以外は上記と同じ条件でホットスタンプを行った。そして、それらのホットスタンプ鋼材について、以下のように、焼戻し条件が亜鉛めっき層に及ぼす影響を評価した。

製造された各ホットスタンプ鋼材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は１５０℃〜母材のＡ_ｃ１点の範囲内で、各ホットスタンプ鋼材で異なる温度とした。焼戻しにおける各ホットスタンプ鋼材の加熱時間は５分とした。

上述の通り、ホットスタンプ時の加熱時間が４分間であった場合には、焼戻し温度が５００℃〜７００℃でラメラ層の面積率が３０％以上であったが、ホットスタンプ時の加熱時間が、６分の場合には、焼戻し温度が５００℃または６９０℃であっても、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率は、５〜２０％であった。また、ホットスタンプ時の加熱温度が８分の場合には、焼戻し温度が５２０℃または６８０℃であっても、亜鉛めっき層の面積率は５〜２０％であった。
上記の通り、ホットスタンプ時の加熱時間によって、同じ焼戻し温度でもラメラ層の面積率が変化した。その理由としては、以下の通りであると考えられる。すなわち、ホットスタンプの加熱時には、加熱時間によって亜鉛めっき層中のＺｎと母材である鋼材中のＦｅとの合金化の度合い（具体的にはＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＦｅ及びＺｎの割合）が変化する。合金化の度合いによって、焼戻し時の固溶体相から低Ｚｎ固溶体相及びΓ相へ二相分離するための駆動力が低下するためであると考えられる。
本発明者らは、さらに検討を行った結果、ホットスタンプ後、かつ焼戻し前のＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＺｎの濃度（質量％）をＣ、焼戻し温度をＴとした場合に、ホットスタンプ後のＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＺｎの濃度Ｃ（質量％）と焼戻し温度Ｔ（℃）とが、以下の式１または式２を満足する場合に、亜鉛めっき中のラメラ層の面積率が２０％以下になることを見出した。さらに、式１を満足する場合には、ラメラ層の面積率が５〜２０％以上になることを見出した。
Ａ_ｃ１≧Ｔ≧７００−４．０×（３５．０−Ｃ）（１）
Ｔ≦５００＋８．０×（３２．５−Ｃ）（２）
ただし、式２において、Ｃ≧３２．５の場合、Ｃ＝３２．５とする。
好ましくは、Ｔ≧７００、またはＴ＜５００である。
ホットスタンプ後、かつ焼戻し前のＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＺｎの濃度（質量％）は、めっき断面の任意の５箇所をＥＰＭＡで測定し、５箇所のＺｎ含有量の平均をＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＺｎの濃度とすればよい。めっき断面のＥＰＭＡ分析を行う場合、試料を樹脂に埋め込み研磨し、アルゴンイオン等を使用してエッチングによる加工をすることが有効である。

同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも高い衝撃吸収性を有するためには、ホットスタンプ後の強度（引張強度）よりも、低い強度である必要がある。本発明者らは、各焼戻し温度で焼戻しを実施したホットスタンプ鋼材の母材の焼戻し部の硬さについて評価を行った。

ホットスタンプでは、金型によって鋼板がプレスと同時に焼入れされる。そのため、ホットスタンプ鋼材の組織は、焼入れ組織となる。本実施形態では、鋼材をオーステナイト化温度（Ａ_ｃ３点）以上で３０分間加熱した後、水焼入れを実施した場合のビッカース硬さを「最高焼入れ硬さ」と定義する。この最高焼入れ硬さは、ホットスタンプ後の鋼材の硬さと略同一であると考えられる。そのため、同様の化学成分を有する鋼材にて上記の方法で測定することによって得られる最高焼入れ硬さに対して、ホットスタンプ鋼材の焼戻し部の硬さが低下していれば、衝撃吸収性が向上していると言える。
そこで、各焼戻し温度で焼戻しを実施したホットスタンプ鋼材の母材の焼戻し部のビッカース硬さを測定した。また、最高焼入れ硬さとして、同様の化学成分を有する鋼材をオーステナイト化温度以上で３０分間加熱した後水焼入れを実施し、表面から板厚の１.／４の深さにおいてビッカース硬さを測定した。
その結果、焼戻し温度が３００℃を超えれば、焼戻し部の硬さは最高焼入れ硬さの８５％以下になることが分かった。また、焼戻し温度が上記式１を満足すれば、焼戻し部の硬さは、最高焼入れ硬さの６０％以下になり、焼戻し温度が７００℃以上であれば、焼戻し部の硬さは、最高焼入れ硬さの５０％以下になることが分かった。

したがって、焼戻し温度が３００℃超〜５００℃未満であるか、又は、上記の式１を満たしていれば、ホットスタンプ鋼材の強度が低くなり、かつ、耐食性も維持される。また、焼戻し温度が上記の式１を満たしていれば、さらに化成処理性が向上する。より好ましくは、焼戻し温度は７００℃以上である。

以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ鋼材（本実施形態に係るホットスタンプ鋼材という場合がある）について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、以下の特徴を有する。
（ａ）Ａ_ｃ３点以上の温度に加熱して３０分間保持した後に水焼入れを実施した場合の表面から板厚の１.／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、前記母材の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備える。焼戻し部の硬さは、最高焼入れ硬さに対して、好ましくは６０％以下、より好ましくは５０％以下である。
（ｂ）亜鉛めっき層は、Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎとを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相とキャピタルガンマ相とからなるラメラ層とを含む。
（ｃ）前記亜鉛めっき層における前記ラメラ層の面積率が２０％以下、好ましくは、５〜２０％である。
これらの特徴は、上記の知見に基づく。

［母材］
母材は鋼材であり、たとえば鋼板をホットスタンプすることにより形成される。また、母材は焼戻し部を含む。焼戻し部とは、その硬さ（ビッカース硬さ）が、鋼材の最高焼入れ硬さの８５％以下である部分を指す。最高焼入れ硬さとは、オーステナイト化温度以上で３０分間加熱した後、水焼入れを実施した場合の表面から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを意味する。この最高焼入れ硬さは同じ化学成分を有する他の鋼材（焼戻し部を有するホットスタンプ鋼材とは別の鋼材）を用いて測定することができる。
本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、母材が最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含むことにより、同じ化学組成を有し、かつ、焼戻しを実施しないホットスタンプ鋼材と比較して、引張強度が低いので衝撃吸収性に優れる。
マルテンサイトは硬さが高く、また焼戻しによって大きく硬さが低下する組織である。母材が水焼き入れした場合にマルテンサイト変態する化学組成を有することで、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を容易に備えることができるので、母材は、Ａ_ｃ３点以上の温度から水焼入れした場合にマルテンサイト変態する化学組成を有することが好ましい。また、焼戻し部は、体積％で９５％以上の焼戻しマルテンサイトと５体積％未満の残留オーステナイトとを含むことが好ましい。

母材の化学組成は限定する必要はないが、例えば、以下の化学組成を有することが好ましい。母材がこのような化学組成を有する場合、自動車用の部材に用いるのに好適な機械特性を得るのに有利である。また、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を備えるのに有利である。以下、元素に関する「％」は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０５〜０．４％
炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ後の鋼材（ホットスタンプ鋼材）の強度を高める元素である。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。そのため、この効果を得る場合、Ｃ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１％である。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．４％とすることが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい上限は０．３５％である。

Ｓｉ：０．５％以下
シリコン（Ｓｉ）は鋼中に不可避的に含有される元素である。また、Ｓｉは鋼を脱酸する効果を有する。そのため、脱酸を目的として、Ｓｉ含有量を、０．０５％以上としてもよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が高いと、ホットスタンプにおける加熱中に鋼中のＳｉが拡散し、鋼板表面に酸化物が形成される。この酸化物はりん酸塩処理性を低下させる。Ｓｉはさらに、鋼板のＡ_Ｃ３点を上昇させる働きを有する。鋼板のＡ_Ｃ３点が上昇するとホットスタンプ時の加熱温度が、Ｚｎめっきの蒸発温度を超えてしまうことが懸念される。Ｓｉ含有量が０．５％超の場合に、上記の問題が顕著となるので、Ｓｉ含有量の上限を０．５％とすることが好ましい。より好ましいＳｉ含有量の上限は０．３％である。

Ｍｎ：０．５〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ鋼材の強度を高める元素である。この効果を得る場合、Ｍｎ含有量の下限を０．５％とすることが好ましい。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％である。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えても、その効果が飽和する。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とすることが好ましい。Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．４％である。

Ｐ：０．０３％以下
りん（Ｐ）は鋼中に含まれる不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靭性及び耐遅れ破壊性を低下させる。そのため、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましいが、Ｐ含有量が０．０３％超となった場合にその影響が顕著となるので、Ｐ含有量を０．０３％以下としてもよい。

Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は鋼中に含まれる不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の靭性及び耐遅れ破壊性を低下させる。そのため、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましいが、Ｓ含有量が０．０１０％超となった場合にその影響が顕著となるので、Ｓ含有量を０．０１０％以下としてもよい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．０１％としてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、鋼板のＡ_Ｃ３点が上昇して、ホットスタンプ時に必要な加熱温度がＺｎめっきの蒸発温度を超える場合がある。したがって、Ａｌ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。Ａｌ含有量のより好ましい上限は０．０５％である。本実施形態におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量である。

Ｎ：０．０１０％以下
窒素（Ｎ）は鋼中に不可避的に含まれる不純物である。Ｎは窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる元素である。また、Ｎは、Ｂが含有される場合、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らす。固溶Ｂ量が減ると、焼入れ性が低下する。上記の理由から、Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましいが、Ｎ含有量が０．０１０％超となった場合にその影響が顕著となるので、Ｎ含有量を０．０１０％以下としてもよい。

本実施形態に係るホットスタンプ鋼材の母材部は、例えば上述の元素と残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有していてもよい。しかしながら、本実施形態に係るホットスタンプ鋼材の母材部は、強度または靭性を向上させることを目的として、任意に、上記化学組成のＦｅの一部に代えて、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉから選択される１種以上の元素を後述する範囲でさらに含有してもよい。
本実施形態において、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入するものを意味する。

Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は、Ｂは鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ鋼材の強度を高める。そのため、この効果を得る場合、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を、０．００５０％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成する。その結果、ＢとＮとの結合が抑制され、ＢＮ形成に起因する焼入れ性の低下を抑制できる。また、ＴｉＮはそのピン止め効果により、ホットスタンプ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、鋼材の靱性等を高める。これらの効果を得る場合、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％である。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎると、上記効果が飽和するとともに、Ｔｉ窒化物が過剰に析出して鋼の靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．１〜０．５％
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高める。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％である。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎると、Ｃｒ炭化物が形成され、ホットスタンプの加熱時に炭化物が溶解しにくくなる。その結果、鋼のオーステナイト化が進行しにくくなり、焼入れ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を０．５％とすることが好ましい。

Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％である。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎると、上記効果が飽和する。したがって、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．０２〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して、ホットスタンプ時に結晶粒を微細化する。結晶粒が微細化すると、鋼の靭性が高まる。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０２％である。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎると、上記効果が飽和するとともに、焼入れ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限は０．１０％とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．１〜１．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の靭性を高める。また、Ｎｉは、亜鉛めっき鋼材のホットスタンプでの加熱時に、溶融Ｚｎに起因した脆化を抑制する。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％である。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎると、上記効果が飽和するとともに、コストの上昇を招く。したがって、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限は１．０％とすることが好ましい。

母材は、その一部が焼戻し部であってもよいし、母材全体が焼戻し部であってもよい。つまり、母材全体のミクロ組織が焼戻しマルテンサイトであってもよい。

近年、テーラードプロパティと呼ばれる、位置によって強度や延性等の性能に対する要求が異なる部材が求められている。例えば自動車部材では、Ｂピラー（センターピラー）と呼ばれる骨格部材において、乗車エリアを構成する上部では高強度であることが求められ、下部では衝撃吸収性が高いことが求められている。
亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材の母材の一部のみを焼戻し部にすれば、上述のような強度が高い部分と、衝撃吸収性を併せ持った部材を得ることができる。また、ホットスタンプ鋼材が亜鉛めっき層を有するので、耐食性にも優れる。

焼戻し部の引張強度はたとえば、６００〜１４５０ＭＰａであり、ビッカース硬さは１８０〜４５０Ｈｖである。この場合、ホットスタンプ鋼材の焼戻し部の強度は、焼戻しを実施しない従来のホットスタンプ鋼材と比較して低くなる。そのため、従来のホットスタンプ鋼材に比べて衝撃吸収性に優れる。
焼戻しマルテンサイトのビッカース硬さは、マルテンサイトのビッカース硬さよりも低い。したがって、ビッカース硬さにより、母材（焼戻し部）のミクロ組織が焼戻しマルテンサイトか否かを判別できる。
ビッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求めることができる。ビッカース硬さ試験の試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとする。

［亜鉛めっき層］
本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、少なくとも母材の焼戻し部上に亜鉛めっき層を有する。亜鉛めっき層の主体は固溶体層である。具体的には、亜鉛めっき層は、固溶体層と、面積率で０〜２０％のラメラ層とを備える。
固溶体層は、固溶体相からなる。固溶体相は、Ｆｅと、Ｆｅに固溶したＺｎとを含有する。好ましくは、固溶体層中のＺｎ含有量は２５〜４０質量％である。更に好ましくは、固溶体層中のＺｎ含有量は３０〜４０質量％である。

ラメラ層は、固溶体相とキャピタルガンマ（Γ）相とのラメラ組織を有する。ラメラ組織とは、図２に示すように、異なる相（本実施形態においては固溶体相およびΓ相）が層状に交互に繰り返し隣り合った組織である。Γ相は金属間化合物（Ｆｅ_３Ｚｎ_１０）である。ラメラ層の固溶体相中のＺｎ含有量は５〜２５質量％であり、固溶体層中のＺｎ含有量よりも低い。ラメラ層は、亜鉛めっき層の表層に形成される。
亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が２０％を超えると、耐食性が著しく低下する。その理由として、ラメラ層は、上述のとおり、固溶体相（低Ｚｎ固溶体相）とΓ相とのラメラ組織を有する。固溶体相の腐食電位は、Γ相の腐食電位と異なるので、ラメラ層ではガルバニック腐食が生じやすく、固溶体層と比較して耐食性が低くなることが考えられる。そのため、亜鉛めっき層におけるラメラ層の面積率を２０％以下とする。

一方、ラメラ層は、固溶体層よりも化成処理性に優れる。その理由として次の事項が考えられる。ラメラ層は、上述のとおり、固溶体相（低Ｚｎ固溶体相）とΓ相とのラメラ組織を有する。ラメラ組織内では、固溶体相及びΓ相は、母材の表面に対して略垂直な方向に延びる。また、上述のとおり、ラメラ層は亜鉛めっき層の表層に形成される。したがって、亜鉛めっき層の表面を観察した場合、固溶体相とΓ相との両方が観察される。このようなラメラ組織を有する亜鉛めっき層に対して化成処理（りん酸塩処理）が実施されると、りん酸により亜鉛めっき層の表面、つまり、ラメラ層がエッチングされる。このとき、亜鉛濃度が高い部分が優先的にエッチングされる。ラメラ層におけるΓ相中のＺｎ濃度は、固溶体相中のＺｎ濃度よりも高いので、りん酸により、Γ相が固溶体相よりも優先的にエッチングされる。その結果、亜鉛めっき層の表面には微細な凹凸が形成され、りん酸塩が付着しやすくなる。したがって、ラメラ層を表層に有する亜鉛めっき層のリン酸塩処理性は、表層に固溶体層のみを有する亜鉛めっき層よりも高くなると考えられる。亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が５％以上であれば、亜鉛めっき層のりん酸塩処理性が高くなるので、亜鉛めっき層における、ラメラ層の面積率は、５％以上であることが好ましい。
すなわち、ラメラ層の面積率が５〜２０％であれば、耐食性に加えて、化成処理性にも優れる。

固溶体相（高Ｚｎ固溶体相、低Ｚｎ固溶体相）中のＺｎ含有量は次の方法で測定できる。高Ｚｎ固溶体相中の任意の５箇所で、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）により、Ｚｎ含有量（質量％）を測定し、５箇所のＺｎ含有量の平均を、高Ｚｎ固溶体相中のＺｎ含有量と定義すればよい。低Ｚｎ固溶体相においても、高Ｚｎ固溶体相と同様の方法で、Ｚｎ含有量を求めることができる。

本実施形態によるホットスタンプ鋼材は、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を備える。そのため、同じ化学組成を有し、かつ、焼戻しを実施しないホットスタンプ鋼材と比較して、強度が低く、耐衝撃吸収性に優れる。さらに、本実施形態の亜鉛めっき層は耐食性が低下するラメラ層の占める割合が小さい。そのため、焼戻しを実施しないホットスタンプ鋼材と同程度の優れた耐食性を維持できる。

［ホットスタンプ鋼材の製造方法］
本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、上述した母材及び亜鉛めっき層を有していれば、その製造方法には限定されず、その効果を奏することができる。しかしながら、例えば以下に示す、母材である鋼材を準備する工程（母材準備工程）と、母材に亜鉛めっき層を形成する工程（亜鉛めっき処理工程）と、亜鉛めっき層を備える母材に対してホットスタンプを実施する工程（ホットスタンプ工程）と、ホットスタンプ後の鋼材に対して焼戻しを実施する工程（焼戻し工程）とを備える製造方法によって製造することができる。以下、各工程における好ましい例について説明する。

［母材準備工程］
初めに、母材として用いる鋼板を準備する。例えば、上述した好ましい化学組成を有する溶鋼を製造する。この溶鋼を用いて、連続鋳造などの鋳造法によりスラブを製造する。スラブの代わりに、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。製造されたスラブ又はインゴットを熱間圧延して鋼板（熱延鋼板）を製造する。必要に応じて、さらに熱延鋼板に対して酸洗処理を実施し、酸洗処理後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して鋼板（冷延鋼板）としてもよい。熱間圧延、酸洗、冷間圧延については、適用する部材に要求される特性に合わせて、公知の方法で行えばよい。

［亜鉛めっき処理工程］
上述の鋼板（熱延鋼板または冷延鋼板）に対して、亜鉛めっき処理を行い、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する。亜鉛めっき層の形成方法は、特に限定されず、溶融亜鉛めっき処理であってもよいし、合金化溶融亜鉛めっき処理であってもよいし、電気亜鉛めっき処理であってもよい。

溶融亜鉛めっき処理による亜鉛めっき層の形成は例えば以下の要領で行う。すなわち、鋼板をめっき浴（溶融亜鉛めっき浴）に浸漬して鋼板表面にめっきを付着させる。めっきが付着した鋼板をめっき浴から引きあげる。好ましくは、鋼板表面のめっき付着量を調整して２０〜１００ｇ／ｍ^２にする。めっき付着量は、鋼板の引き上げ速度や、ワイピングのガスの流量を調整することにより調整できる。溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は特に限定されない。以上の工程により、亜鉛めっき層（溶融亜鉛めっき層）を備えるホットスタンプ用鋼板（ＧＩ）が製造される。

合金化溶融亜鉛めっき処理（以下、合金化処理ともいう）による亜鉛めっき層の形成は例えば以下の要領で行う。すなわち、上述の溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板を、４７０〜６００℃に加熱する。加熱後、必要に応じて均熱を行い、その後、冷却する。均熱時間は、３０秒以内が好ましいが、限定されない。また、上記加熱温度まで加熱した直後に均熱を行わず、冷却してもよい。めっき層中の所望のＦｅ濃度に応じて、加熱温度及び均熱時間は適宜設定される。合金化処理における加熱温度の好ましい下限は５４０℃である。以上の合金化処理により、亜鉛めっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）を備えるホットスタンプ用鋼板（ＧＡ）が製造される。

電気亜鉛めっき処理による亜鉛めっき層の形成は、例えば以下の要領で行う。すなわち、電気亜鉛めっき浴として、周知の硫酸浴、塩酸浴、ジンケート浴及びシアン浴等のいずれかを準備する。上述の鋼板を酸洗し、酸洗後の鋼板を電気亜鉛めっき浴に浸漬する。鋼板を陰極として、電気亜鉛めっき浴中に電流を流す。これにより、鋼板表面に亜鉛が析出して亜鉛めっき層（電気亜鉛めっき層）が形成される。以上の工程により、電気亜鉛めっき層を備えるホットスタンプ用鋼板（ＥＧ）が製造される。

亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層の場合、及び、亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層である場合、好ましい亜鉛めっき層の付着量は、溶融亜鉛めっき層の場合と同じである。つまり、これらの亜鉛めっき層の好ましい付着量は２０〜１００ｇ／ｍ^２である。より好ましくは、４０〜８０ｇ／ｍ^２である。

これらの亜鉛めっき層は、Ｚｎを含有する。具体的には、溶融亜鉛めっき層及び電気亜鉛めっき層の化学組成は、Ｚｎ及び不純物からなる。合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は、５〜２０％のＦｅを含有し、残部はＺｎ及び不純物からなる。

［ホットスタンプ工程］
上述のホットスタンプ用鋼板に対して、ホットスタンプを実施する。ホットスタンプ工程における焼入れ前の加熱では、主に輻射熱を加熱に利用する加熱を行うことが好ましい。
具体的には、初めに、ホットスタンプ用鋼板を加熱炉（ガス炉、電気炉、赤外線炉等）に装入する。加熱炉内で、ホットスタンプ用鋼板をＡ_Ｃ３点〜９５０℃に加熱（最高加熱温度）し、この温度で保持（均熱）する。加熱によりめっき層中のＺｎが液化し、めっき層中の溶融ＺｎとＦｅとがと相互拡散して固溶体相（Ｆｅ−Ｚｎ固溶体相）となる。めっき層中の溶融ＺｎがＦｅ中に固溶化して固相となった後、加熱炉から鋼板を取り出す。加熱炉から取り出された鋼板に対してホットスタンプ（プレス加工および焼入れ）を実施してホットスタンプ鋼材とする。好ましい均熱時間は３０分以下である。生産性の観点からは短時間のほうが望ましく、より好ましい加熱時間は０〜１５分である。

ホットスタンプでは、内部に冷却媒体（たとえば水）が循環している金型を用いて鋼板をプレスする。鋼板をプレスするとき、金型からの抜熱によって鋼板が焼入れされる。以上の工程により、ホットスタンプ鋼材が製造される。

上述の説明では、加熱炉を用いてホットスタンプ用鋼板を加熱した。しかしながら、通電加熱によりホットスタンプ用鋼板を加熱してもよい。この場合であっても、通電加熱により鋼板を所定時間均熱し、亜鉛めっき層中の溶融Ｚｎを固溶体相にする。亜鉛めっき層中の溶融Ｚｎが固溶体相になった後、金型を用いて鋼板をプレスする。

［焼戻し工程］
ホットスタンプ鋼材（ホットスタンプ後の鋼材）に対して、焼戻しを実施する。ホットスタンプ鋼材に焼戻しを行うことによって、ホットスタンプ鋼材の母材に焼戻し部を形成することができる。ホットスタンプ後、かつ焼戻し前のＦｅ−Ｚｎ固溶体中のＺｎの濃度（質量％）をＣとした場合に、焼戻し温度は、３００℃超〜５００＋８．０×（３２．５−Ｃ）℃（ただし、このとき、Ｃ≧３２．５であれば、Ｃ＝３２．５とする）、または、７００−４．０×（３５．０−Ｃ）℃〜母材のＡ_Ｃ１点である。好ましい焼戻し温度は、３００℃超〜５００℃未満、または、７００℃〜母材のＡ_Ｃ１点である。

上記焼戻し温度の範囲であれば、焼戻し後の亜鉛めっき層の主体は固溶体層となり、ラメラ層の面積率が０〜２０％となる。さらに、母材の焼戻し部の硬さが最高焼入れ硬さの８５％以下になる。
また、焼戻し温度を７００−４．０×（３５．０−Ｃ）℃〜Ａ_ｃ１点とすることで、ラメラ層の面積率を５〜２０％とすることができる。また、焼戻し温度を７００℃以上とすることで、母材の焼戻し部の硬さを最高焼入れ硬さの５０％以下にできる。

焼戻し温度によってラメラ層の面積率が変化するのは、次の理由によると考えられる。
図８は、Ｆｅ−Ｚｎの二元系状態図である。ホットスタンプにより製造されたホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層は、α−ＦｅにＺｎが２５〜４０質量％程度固溶した固溶体相からなる。しかしながら、自由エネルギー的には、室温では、α−Ｆｅに５〜２５質量％のＺｎが固溶した低Ｚｎ固溶体相とΓ相との二相からなる組織（つまり、ラメラ層）が安定である。つまり、ホットスタンプ後の亜鉛めっき層の固溶体相は、Ｚｎが過飽和された固溶体である。

亜鉛めっき層中のＺｎ濃度が図８中の３５質量％である場合（図中の地点Ａ１に相当）を仮定する。この亜鉛めっき層の温度を上昇した場合、固溶体相から低Ｚｎ固溶体相及びΓ相へ二相分離するための駆動力は、境界線Ａｘ上の地点Ｂよりも低温側で発生し、地点Ｂから低温側に離れるほど強くなる。一方、亜鉛めっき層中の拡散速度は、高温になるほど高くなる。したがって、二相分離への駆動力と、拡散速度との関係で、焼戻し後にラメラ層が形成されるか否かが決まる。具体的には、二相分離への駆動力が高く、拡散速度が高いほど、ラメラ層が形成されやすくなる。

焼戻し時の亜鉛めっき層の温度（焼戻し温度）が低温域（３００℃超〜５００℃未満）である場合（たとえば３１０℃の地点Ａ１）、境界線Ａｘから十分に遠い。この場合、二相分離への駆動力は高い。しかしながら、低温であるため拡散速度が低すぎる。そのため、焼戻しを実施しても亜鉛めっき層が二相に分離せず、ラメラ層が形成されない。

焼戻し温度が５００℃〜７００℃未満である場合、温度域が境界線Ａｘに近づくものの、ある程度の距離を有する（例えば図中の地点Ａ２）。この場合、二相分離への駆動力がある程度発生する。さらに、温度域が高くなったため、拡散速度が高い。その結果、亜鉛めっき層は二相に分離してラメラ層を形成する。図８のＡ２では、Ｚｎ含有量が７０質量％程度のΓ相（図中Ｃ２）と、Ｚｎ含有量が１０質量％程度の固溶体相（図中Ｃ１）とに分離する。その結果、ラメラ層が形成される。

さらに焼戻し温度が上昇して、７００℃以上になると、温度域が境界線Ａｘ近傍になる。この場合、温度上昇により拡散速度は高くなるものの、二相分離への駆動力が極めて小さい。その結果、二相への分離が起りにくい。ただし、境界線Ａｘを超えていないので、少量のラメラ層が形成される。そのため、ラメラ層の面積率は５〜２０％になる。焼戻し温度が境界線Ａｘを超えると（焼戻し温度がＡ_ｃ１点を超えると）、二相分離の駆動力が発生しないため、ラメラ層は形成されない。

焼戻し温度が３００℃以下である場合、拡散速度が小さいため、ラメラ層の面積率は２０％以下になる。一方で、焼戻し部の強度が低下しにくく、焼戻し部の硬さが最高焼入れ硬さの８５％を超える。

したがって、上記のように、亜鉛めっき層中のＺｎ濃度が図８中の３５質量％である場合、焼戻し温度を３００℃超〜５００℃未満又は７００℃〜母材のＡ_Ｃ１点とすることにより、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率を２０％以下にすることができ、かつ、焼戻し部の硬さを最高焼入れ硬さの８５％以下にすることができる。

焼戻しは、ホットスタンプ鋼材の一部に対してのみ実施することもできる。たとえば、高周波を用いた誘導加熱や、通電加熱により、ホットスタンプ鋼材の一部に対して焼戻しを実施することができる。
ホットスタンプ鋼材の一部に対してのみ焼戻しを行うことで、同一部材において、焼戻しを行った部分と焼戻しを行わなかった部分とで、強度を変化させることができる。このような部材は、例えば自動車のＢピラーのように、上部では高強度であることが求められ下部では衝撃吸収性が高いことが求められる部材に適用することができる。
なお、部分焼戻しの場合でも、焼戻し部については、全体を焼戻した場合の焼戻し部と同等である。

上記ホットスタンプ鋼材は、加熱後に金型を用いてプレスしながら焼入れされ、その後、３００℃超〜５００＋８．０×（３２．５−Ｃ）℃又は７００−４．０×（３５．０−Ｃ）℃〜母材のＡ_Ｃ１点の温度範囲で焼き戻しされて製造される。

以上の工程によれば、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、母材の焼戻し部上に形成され、かつ固溶体層とラメラ層とを含む亜鉛めっき層とを備え、亜鉛めっき層におけるラメラ層の面積率が２０％以下であるホットスタンプ鋼材を製造することができる。

本実施形態に係るホットスタンプ鋼材の製造方法は、さらに、以下の工程を含んでもよい。

［防錆油膜形成工程］
上述の製造方法では、さらに、亜鉛めっき処理工程とホットスタンプ工程との間に、防錆油膜形成工程を含んでもよい。

防錆油膜形成工程では、ホットスタンプ用鋼板の表面に、防錆油を塗布して防錆油膜を形成する。ホットスタンプ用鋼板は、圧延されてからホットスタンプ工程が実施されるまでの期間が長い場合があり得る。その場合、ホットスタンプ用鋼板の表面が酸化する場合があり得る。本工程によればホットスタンプ鋼材の表面に防錆油膜が形成されるので、鋼板の表面が酸化しにくくなり、スケールの発生が抑制される。

［ブランキング加工工程］
また、上述の製造方法はさらに、防錆油膜形成工程とホットスタンプ工程との間に、ブランキング加工工程を含んでもよい。

ブランキング加工工程では、ホットスタンプ用鋼板に対して剪断加工及び／又は打ち抜き加工等を実施して、特定の形状に成形（ブランキング加工）する。ブランキング加工後の鋼板の剪断面は酸化しやすいが、鋼板表面に防錆油膜が形成されていれば、剪断面にも防錆油がある程度広がる。そのため、ブランキング加工後の鋼板の酸化が抑制される。

表１に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｇの鋼板を準備した。

表１を参照して、いずれの鋼の化学組成も、本実施形態の鋼板の好ましい化学組成の範囲内であった。

上記化学組成を有する溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造した。スラブを熱間圧延し、熱延鋼板を得た。熱延鋼板を酸洗し、酸洗した後、冷間圧延を実施して、板厚が１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板をホットスタンプ鋼材の製造に利用する鋼板とした。

最高焼入れ硬さを調査するため、鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｇのそれぞれの化学組成を有する鋼板の一部を採取し、Ａ_ｃ３点以上の温度に加熱し、３０分間保持した後、水焼入れを実施した。いずれの鋼種の鋼板も、水焼入れ後の組織はフルマルテンサイトであった。
水焼入れ後の鋼板に対し、ビッカース硬さを測定し、得られたビッカース硬さを各鋼の最高焼入れ硬さ（ＨＶ）と定義した。ビッカース硬さ試験は、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠し、試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとした。

鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｆの化学成分を有する冷延鋼板を用いて、表２中に示す条件で、亜鉛めっき処理、ホットスタンプおよび焼戻しを行い、試験番号１〜２３のホットスタンプ鋼材を製造した。

試験番号１〜２３の鋼板に対して、亜鉛めっき処理を実施した。試験番号６では、溶融亜鉛めっき処理により、鋼板に溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成した。試験番号６以外の試験番号では、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板に対してさらに合金化処理を実施して、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成した。合金化処理は最高温度を約５３０℃とし、約３０秒加熱した後、室温まで冷却した。

合金化溶融亜鉛めっき層内のＦｅ含有量は質量％で１２％であった。Ｆｅ含有量は次の測定方法により測定した。まず、合金化溶融亜鉛めっき層を含む鋼板のサンプルを採取した。サンプル中の合金化溶融亜鉛めっき層内の任意の５箇所において、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）によりＦｅ含有量（質量％）を測定した。測定された値の平均値を、その試験番号の合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量（質量％）と定義した。

これらのめっき層（溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層）の付着量は次の方法により測定した。まず、各鋼板からめっき層を含むサンプルを採取し、ＪＩＳＨ０４０１に準拠してサンプルのめっき層を塩酸で溶解した。溶解前のサンプル重量と、溶解後のサンプル重量と、めっき層が形成されていた面積とに基づいて、めっき付着量（ｇ／ｍ^２）を求めた。測定結果を表２に示す。

めっき層を形成した後、各試験番号の鋼板に対して、ホットスタンプを実施した。具体的には、各鋼板に対して鋼板のＡ_Ｃ３点以上の温度である９００℃に炉温を設定した加熱炉に装入し、輻射熱により、鋼Ｎｏ．Ａ〜ＦのＡ_Ｃ３点以上の温度である９００℃にて４〜８分間加熱した。このとき、炉に装入してから２分程度で鋼板温度が９００℃となり、さらに、各鋼板を９００℃で２分〜６分均熱した。

均熱後、水冷ジャケットを備えた平板金型で鋼板を挟み込むことによってホットスタンプ鋼材（鋼板）を製造した。この際、ホットスタンプ時の冷却速度が遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点までの冷却速度が５０℃／秒以上となるように焼入れした。ホットスタンプ後に、Ｆｅ−Ｚｎ固溶体中Ｚｎ濃度を、ＥＰＭＡによって求めた。

さらに、ホットスタンプ後の試験番号１〜１４、１６〜２３に対して、焼戻しを実施した。本実施例では、各鋼材を熱処理炉に装入した。つまり、鋼材全体に対して焼戻しを実施した。各試験番号の焼戻し温度は表２に示すとおりとし、加熱時間はいずれも５分とした。試験番号１５の鋼材に対しては焼戻しを実施しなかった。以上の工程により、試験番号１〜２３のホットスタンプ鋼材を製造した。
これらの試験番号１〜１４のホットスタンプ鋼材に対し、ビッカース硬さ試験、亜鉛めっき層のミクロ組織観察を行った。また、化成処理性を評価するため、りん酸塩処理性評価試験を行った。

［ビッカース硬さ試験］
各試験番号の鋼材（鋼板）の板厚中央部の母材からサンプルを採取した。サンプルの表面（鋼板の圧延方向に垂直な面に相当）に対して、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとした。得られたビッカース硬さ（ＨＶ１０）得られたビッカース硬さＢ１（ＨＶ１０）、および、最高焼入れ硬さＢ０との比である、Ｂ１／Ｂ０×１００（％）を表２に示す。

［亜鉛めっき層のミクロ組織観察］
各試験番号の鋼材から、亜鉛めっき層を含むサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、圧延方向に垂直な断面を５質量％のナイタールでエッチングした。２０００倍のＳＥＭにより、エッチングされた亜鉛めっき層の断面を観察し、固溶体層及びラメラ層の有無を判断した。

ラメラ層が観察された場合はさらに、次の方法によりラメラ層の面積率を求めた。上記断面のうち任意の５視野（５０μｍ×５０μｍ）において、亜鉛めっき層全体の面積に対する、ラメラ層の面積率（％）を求めた。このとき、表面に浮上して配置されるＺｎ酸化物層（図１中の符号３０）は、亜鉛めっき層の面積に含めなかった。得られた固溶体層及びラメラ層の面積率（％）を表２に示す。

ミクロ組織観察で観察された固溶体層に対して、上述の方法によりＥＰＭＡによる測定を実施した。その結果、観察された固溶体層中のＺｎはいずれも、２５〜４０質量％であった。

［ＳＳＴ試験（ＳａｌｔＳｐｒａｙＴｅｓｔ）］
各試験番号のホットスタンプ鋼材に対して、ＳＳＴ試験を次の方法で実施した。各試験番号のホットスタンプ鋼材（鋼板）の裏面及び端面を、ポリエステルテープによりシールした。その後、各鋼材の表面に、ＪＩＳＺ２３７１「塩水噴霧試験方法」で規定された試験を６日間（１４４時間）にわたって実施した。試験後の各鋼材の腐食減量（ｇ／ｍ^２）を求めた。得られた腐食減量を表２に示す。

［りん酸塩処理性評価試験］
各試験番号のホットスタンプ鋼材に対して、日本パーカライジング株式会社製の表面調整処理剤プレパレンＸ（商品名）を用いて表面調整を室温で２０秒実施した。さらに、日本パーカライジング株式会社製のりん酸亜鉛処理液パルボンド３０２０（商品名）を用いてりん酸塩処理を実施した。処理液の温度は４３℃とし、ホットスタンプ鋼材を処理液に１２０秒間浸漬した。

りん酸塩処理後、ホットスタンプ鋼材の任意の５視野（１２５μｍ×９０μｍ）を１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、ＳＥＭ画像に対して、２値化処理を実施した。２値化された画像において、白色部分には微細な化成結晶が形成されている。微細な化成結晶が多いほど、りん酸塩処理性が高い。そのため、２値化された画像を用いて、白色部分の面積率ＴＲを求めた。面積率ＴＲが焼戻しを行わない場合と同等であれば、ＯＫ、面積率ＴＲが３０％以上であれば、りん酸塩処理性が向上しているとして、ＧＯＯＤとした。結果を表２に示す。

［試験結果］
表２を参照して、試験番号２〜５、９、１０、１３、１４、１６、１９、２０、２１、２３では、焼戻し温度が適切であった。そのため、焼戻し部の硬さＢ１は、最高焼入れ硬さＢ０の８５％以下であった。

さらに、亜鉛めっき層中の固溶体層の面積率は８０％以上であり、ラメラ層の面積率は２０％以下であった。その結果、ＳＳＴ試験による腐食減量は１３０ｇ／ｍ^２以下であり、焼戻しを実施しなかった試験番号１５の腐食減量とほぼ同等であった。

一方、試験番号１、６〜８では、焼戻し温度が低すぎた。そのため、ラメラ層の面積率は２０％以下であったものの、焼戻し部の硬さＢ１が、最高焼入れ硬さＢ０の８５％よりも高かった。また、試験番号１５では、焼戻しを行っていないため、Ｂ１がＢ０に近い値となっていた。

試験番号１１及び１２、１７、１８、２２は、焼戻し温度が好ましい範囲を外れた結果、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が２０％を越えた。そのため、腐食減量が１３０ｇ／ｍ^２を大きく越えた。

また、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が５〜２０％以上の場合には、耐食性は低下せず、化成処理性が向上していた。

表３に上記の結果を整理し、総合評価を行った。
硬度については、Ｂ１／Ｂ０×１００が８５（％）以下の場合にＧＯＯＤ、８５（％）超の場合に、ＮＧと評価した。また、耐食性については、ＳＳＴ試験による腐食減量が１３０ｇ／ｍ^２以下の場合に、ＧＯＯＤ、１３０ｇ／ｍ^２超の場合に、ＮＧと評価した。そして、硬度及び耐食性のいずれもがＧＯＯＤであれば、総合でＧＯＯＤ、いずれか一つでもＮＧであれば、総合でＮＧと判断した。なお、試験番号２〜５及び９は参考例である。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

本発明によれば、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも高い衝撃吸収性を有し、かつ、耐食性に優れる、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を提供することができる。

１０固溶体層
２０焼戻し部
３０Ｚｎ酸化物層
４０ラメラ層

Claims

Ａ_ｃ３点以上の温度に加熱して３０分間保持した後に水焼入れを実施した場合の表面から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、
前記母材の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備え、
前記亜鉛めっき層は、
Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相及びキャピタルガンマ相とからなるラメラ層とを含み、
前記亜鉛めっき層の断面における前記ラメラ層の面積率が５〜２０％である
ことを特徴とするホットスタンプ鋼材。
前記焼戻し部の前記硬さが前記最高焼入れ硬さの６０％以下であり、前記亜鉛めっき層の断面における前記ラメラ層の前記面積率が、５〜２０％であることを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ鋼材。
前記焼戻し部の前記硬さが前記最高焼入れ硬さの５０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ鋼材。
前記焼戻し部のビッカース硬さが１８０〜４５０Ｈｖであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材。
前記母材のうちの一部が前記焼戻し部であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材。