JP7440771B2 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents
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Description
本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ（熱間プレス）が知られている。ホットスタンプは、成形に供される材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。この技術では、材料を加熱してから成形するため、成形時には鋼材が軟質で良好な成形性を有する。したがって、高強度の鋼材であっても複雑な形状に精度よく成形することが可能であり、また、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うため、成形後の鋼材は十分な強度を有することが知られている。
特許文献１では、鋼板表面に、Ａｌ：２０～９５質量％、Ｃａ＋Ｍｇ：０．０１～１０質量％、およびＳｉを含有するＡｌ－Ｚｎ系合金めっき層を有することを特徴とする熱間プレス用めっき鋼板が記載されている。また、特許文献１では、このようなめっき鋼板は、上記Ａｌ－Ｚｎ系合金めっき層の表面にＣａやＭｇの酸化物が形成されるため、熱間プレス時に金型にめっきが凝着するのを防止できることが記載されている。
Ａｌ－Ｚｎ系合金めっきに関連して、特許文献２では、めっき層中に、質量％で、Ａｌ：２～７５％、及び、Ｆｅ：２～７５％を含有し、残部が、２％以上のＺｎ及び不可避的不純物であることを特徴とする合金めっき鋼材が記載されている。また、特許文献２では、耐食性向上の観点から、めっき層中の成分として、さらに、Ｍｇ：０．０２～１０％、Ｃａ：０．０１～２％、Ｓｉ：０．０２～３％等を含有させることが有効であると教示されている。
また、Ａｌ－Ｚｎ系合金めっきに関連して、特許文献３では、最表層にＺｎを主体とし、Ｍｎを質量％で１％以上含有する酸化物層を有し、その下層にＺｎ系合金からなるめっき層を有し、Ｚｎ系めっき層中にＮｉ：０．０１～２０％、Ｃｒ：０．０１～１０％、Ｍｎ：０．０１～１０％、Ｍｏ：０． ０１～５％、Ｃｏ：０．０１～５％、Ａｌ：０．０１～６０％、Ｓｉ：０．０１～５％、Ｍｇ：０．０１～１０％、Ｃａ：０．０１～５％、Ｓｎ：０．０１～１０％の１種以上を含有する熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材が記載されている。
また、特許文献４では、鋼材と、前記鋼材の表面に配されたＺｎ－Ａｌ－ Ｍｇ合金層を含むめっき層とを有するめっき鋼材であって、前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層がＺｎ相を有し、かつ前記Ｚｎ相中にＭｇ－Ｓｎ金属間化合物相を含有し、前記めっき層が、質量％で、Ｚｎ：６５．０％超、Ａｌ：５． ０％超～２５．０％未満、Ｍｇ：３．０％超～１２．５％未満、Ｃａ：０％～３．００％、Ｓｉ：０％～２．５％未満等を含むめっき鋼材が記載されている。
同様に、特許文献５では、鋼材と、前記鋼材の表面に配され、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層とを有するめっき鋼材であって、前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の断面において、ＭｇＺｎ２相の面積分率が４５～７５％、ＭｇＺｎ２相およびＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつＺｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ２三元共晶組織の面積分率が０～５％であり、前記めっき層が、質量％ で、Ｚｎ：４４．９０％超～７９．９０％未満、Ａｌ：１５％超～３５％未満、Ｍｇ：５％超～２０％未満、Ｃａ：０．１％～３．０％未満、Ｓｉ：０％～１．０％等を含むめっき鋼材が記載されている。
ホットスタンプ成形体には、ホットスタンプ成形後にリン酸亜鉛処理や電着塗装が施されることがある。めっき層中の成分としてＡｌやＺｎを含有するめっき鋼材をホットスタンプ成形において使用すると、電着塗装端面部に腐食が生じやすく、腐食初期に赤錆を生じる場合がある。
また、めっき層中の成分としてＡｌやＺｎを含有するめっき鋼材をホットスタンプ成形において使用すると、電着塗装工程で水素が侵入し、水素脆化割れを引き起こす場合がある。
しかしながら、ホットスタンプ成形において使用される従来のＡｌ－Ｚｎ系めっき鋼材では、上述の課題に対しては必ずしも十分な検討がなされていない。その結果として、このようなめっき鋼材から得られるホットスタンプ成形体においては、電着塗装後の端面耐食性及び耐水素侵入性に関して依然として改善の余地があった。
そこで、本発明は、電着塗装後でも優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、鋼母材と；
前記鋼母材の表面に形成され、前記鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と前記界面層上に形成された主層とを有し、付着量が１５～１６０ｇ／ｍ２であるめっき層と；
を備え、
前記めっき層の化学組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．００～４５．００％、
Ｍｇ：２．５０～１５．００％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｃａ：０．０１～３．００％、
Ｆｅ：１０．００～４５．００％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｓｒ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｎ：０～１．００％、
Ｌａ：０～１．０％、及び、
Ｃｅ：０～１．０％
を含み、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記めっき層におけるＳｂ，Ｐｂ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｒ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｌａ，Ｃｅの合計含有量が０～５．００％であり、
前記主層は、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有し、
前記ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上である。
［２］［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記めっき層の化学組成が、質量％で、Ｍｇ：５．００～１０．００％を含んでもよい。
［３］［１］又は［２］に記載のホットスタンプ成形体は、前記サテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で１５．０～７０．０％であってもよい。
［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、鋼母材と；
前記鋼母材の表面に形成され、前記鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と前記界面層上に形成された主層とを有し、付着量が１５～１６０ｇ／ｍ２であるめっき層と；
を備え、
前記めっき層の化学組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．００～４５．００％、
Ｍｇ：２．５０～１５．００％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｃａ：０．０１～３．００％、
Ｆｅ：１０．００～４５．００％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｓｒ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｎ：０～１．００％、
Ｌａ：０～１．０％、及び、
Ｃｅ：０～１．０％
を含み、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記めっき層におけるＳｂ，Ｐｂ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｒ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｌａ，Ｃｅの合計含有量が０～５．００％であり、
前記主層は、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有し、
前記ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上である。
［２］［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記めっき層の化学組成が、質量％で、Ｍｇ：５．００～１０．００％を含んでもよい。
［３］［１］又は［２］に記載のホットスタンプ成形体は、前記サテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で１５．０～７０．０％であってもよい。
本発明によれば、電着塗装後でも優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。
以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。
＜ホットスタンプ成形体＞
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、
鋼母材と；
前記鋼母材の表面に形成され、前記鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と前記界面層上に形成された主層とを有し、付着量が１５～１６０ｇ／ｍ２であるめっき層と；
を備え、
前記めっき層の化学組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．００～４５．００％、
Ｍｇ：２．５０～１５．００％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｃａ：０．０１～３．００％、
Ｆｅ：１０．００～４５．００％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｓｒ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｎ：０～１．００％、
Ｌａ：０～１．０％、及び、
Ｃｅ：０～１．０％
を含み、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記めっき層におけるＳｂ，Ｐｂ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｒ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｌａ，Ｃｅの合計含有量が０～５．００％であり、
前記主層は、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有し、
前記ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上であることを特徴としている。
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、
鋼母材と；
前記鋼母材の表面に形成され、前記鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と前記界面層上に形成された主層とを有し、付着量が１５～１６０ｇ／ｍ２であるめっき層と；
を備え、
前記めっき層の化学組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．００～４５．００％、
Ｍｇ：２．５０～１５．００％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｃａ：０．０１～３．００％、
Ｆｅ：１０．００～４５．００％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｓｒ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｎ：０～１．００％、
Ｌａ：０～１．０％、及び、
Ｃｅ：０～１．０％
を含み、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記めっき層におけるＳｂ，Ｐｂ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｒ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｌａ，Ｃｅの合計含有量が０～５．００％であり、
前記主層は、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有し、
前記ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上であることを特徴としている。
図１は、従来のＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系めっき層を含むホットスタンプ成形体におけるめっき層断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像（ＢＳＥ 像）を示している。図１を参照すると、めっき層１は、Ｚｎ及びＭｇを含有する厚い酸化物層２を含んでいることがわかる。当該酸化物層２は、ホットスタンプ成形における約９００℃又はそれよりも高い温度での加熱により蒸発したＺｎ及びＭｇの少なくとも一部が酸化物としてめっき層の表面に堆積したものと考えられる。一方、めっき層１の下には拡散層３が位置し、当該拡散層３は鋼母材４の一部を構成している。拡散層３は、ホットスタンプ成形における加熱によってめっき層中のＡｌ成分が鋼母材４に拡散して固溶体を形成したものである。
図１に示されるような従来のＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系めっき層を含むホットスタンプ成形体に電着塗装を施すと、電着塗装端面部に腐食が生じやすく、腐食初期に赤錆を生じる場合がある。また、電着塗装工程で水素が侵入し、水素脆化割れを引き起こす場合がある。
図２は、本実施形態に係るホットスタンプ成形体１０００（実施例Ｎｏ．１０）断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像（ＢＳＥ像）を示している。図２を参照すると、めっき層１０は、鋼母材２０との界面にＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層２００と、当該界面層２００の上に位置する主層１００とを備えている。また、当該主層１００は、図１の場合とは対照的に、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相１２０とＦｅ－Ａｌ含有相１４０とを含んでいることがわかる。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体１０００においては、図２に示されるようなＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相１２０をめっき層１０の主層１００中に比較的多く含有させることで、電着塗装時でも優れた端面耐食性と耐水素侵入性とを有する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体１０００においては、図２に示されるようなＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相１２０をめっき層１０の主層１００中に比較的多く含有させることで、電着塗装時でも優れた端面耐食性と耐水素侵入性とを有する。
以下、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体について詳しく説明する。以下の説明において、各成分の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。
［鋼母材］
本発明の実施形態に係る鋼母材は、任意の厚さ及び組成を有する材料であってよく、特に限定されないが、例えば、ホットスタンプを適用するのに好適な厚さ及び組成を有する材料であることが好ましい。このような鋼母材としては公知であり、例えば、０．３～２．３ｍｍの厚さを有し、かつ、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０～２．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼板（例えば、冷間圧延鋼板）などを挙げることができる。以下、本発明において適用することが好ましい上記鋼母材に含まれる各成分について詳しく説明する。
本発明の実施形態に係る鋼母材は、任意の厚さ及び組成を有する材料であってよく、特に限定されないが、例えば、ホットスタンプを適用するのに好適な厚さ及び組成を有する材料であることが好ましい。このような鋼母材としては公知であり、例えば、０．３～２．３ｍｍの厚さを有し、かつ、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０～２．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼板（例えば、冷間圧延鋼板）などを挙げることができる。以下、本発明において適用することが好ましい上記鋼母材に含まれる各成分について詳しく説明する。
［Ｃ：０．０５～０．４０％］
炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ成形体の強度を高めるのに有効な元素であ る。しかしながら、Ｃ含有量が多すぎると、ホットスタンプ成形体の靭性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．４０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１３％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．３５％以下である。
炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ成形体の強度を高めるのに有効な元素であ る。しかしながら、Ｃ含有量が多すぎると、ホットスタンプ成形体の靭性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．４０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１３％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．３５％以下である。
［Ｓｉ：０～０．５０％］
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸するのに有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が多すぎると、ホットスタンプの加熱の際に鋼中のＳｉが拡散して鋼材表面に酸化物を形成し、その結果、りん酸塩処理の効率が低下する場合がある。また、Ｓｉは鋼のＡｃ３点を上昇させる元素である。このため、ホットスタンプの加熱温度はＡｃ３点以上とする必要があるため、Ｓｉ量が過剰になると鋼のホットスタンプの加熱温度は高くならざるを得ない。つまり、Ｓｉ量が多い鋼はホットスタンプ時により高温に加熱され、その結果、めっき層中のＺｎ等の蒸発が避けられなくなる。このような事態を避けるため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０以下％である。Ｓｉ含有量は０％であってもよいが、脱酸等の効果を得るためには、Ｓｉ含有量の下限値は、所望の脱酸レベルによって変化するものの、一般的には０．０５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸するのに有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が多すぎると、ホットスタンプの加熱の際に鋼中のＳｉが拡散して鋼材表面に酸化物を形成し、その結果、りん酸塩処理の効率が低下する場合がある。また、Ｓｉは鋼のＡｃ３点を上昇させる元素である。このため、ホットスタンプの加熱温度はＡｃ３点以上とする必要があるため、Ｓｉ量が過剰になると鋼のホットスタンプの加熱温度は高くならざるを得ない。つまり、Ｓｉ量が多い鋼はホットスタンプ時により高温に加熱され、その結果、めっき層中のＺｎ等の蒸発が避けられなくなる。このような事態を避けるため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０以下％である。Ｓｉ含有量は０％であってもよいが、脱酸等の効果を得るためには、Ｓｉ含有量の下限値は、所望の脱酸レベルによって変化するものの、一般的には０．０５％である。
［Ｍｎ：０．５０～２．５０％］
マンガン（Ｍｎ）は焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を高める。一方、Ｍｎを過剰に含有させても、その効果は飽和する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～２．５０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．４０％以下であり、より好ましくは２．３０％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を高める。一方、Ｍｎを過剰に含有させても、その効果は飽和する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～２．５０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．４０％以下であり、より好ましくは２．３０％以下である。
［Ｐ：０．０３％以下］
りん（Ｐ）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．０２％以下とすることが好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、Ｐ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｐの含有は必須ではないため、Ｐ含有量の下限は０％である。
りん（Ｐ）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．０２％以下とすることが好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、Ｐ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｐの含有は必須ではないため、Ｐ含有量の下限は０％である。
［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 靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．００５％以下とすることが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓの含有は必須ではないため、Ｓ含有量の下限は０％である。
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 靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．００５％以下とすることが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓの含有は必須ではないため、Ｓ含有量の下限は０％である。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．１０％］
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に有効である。しかしながら、Ａｌの過剰な含有は、鋼材のＡｃ３点を上昇させ、よってホットスタンプの加熱温度が高くなり、めっき層中のＺｎ等の蒸発が避けられなくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下である。Ａｌ 含有量は０％であってもよいが、脱酸等の効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であってよい。本明細書において、Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に有効である。しかしながら、Ａｌの過剰な含有は、鋼材のＡｃ３点を上昇させ、よってホットスタンプの加熱温度が高くなり、めっき層中のＺｎ等の蒸発が避けられなくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下である。Ａｌ 含有量は０％であってもよいが、脱酸等の効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であってよい。本明細書において、Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
［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。Ｎは、鋼中にボロン（Ｂ）がさらに含有される場合、Ｂと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．００５％以下とすることが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、Ｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｎの含有は必須ではないため、Ｎ含有量の下限は０％である。
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。Ｎは、鋼中にボロン（Ｂ）がさらに含有される場合、Ｂと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．００５％以下とすることが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、Ｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｎの含有は必須ではないため、Ｎ含有量の下限は０％である。
本発明に係る実施形態において使用するのに好適な鋼母材の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、上記の鋼母材は、任意に、Ｂ：０～０．０ ０５％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．１０％、及びＮｉ：０～１．００％のうち１種又は２ 種以上を含有してもよい。以下、これらの元素について詳しく説明する。なお、これらの各元素の含有は必須ではなく、各元素の含有量の下限は０％である。
［Ｂ：０～０．００５％］
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼材の強度を高めるので、鋼母材に含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても、その効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５％とする。Ｂ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼材の強度を高めるので、鋼母材に含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても、その効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５％とする。Ｂ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
［Ｔｉ：０～０．１０％］
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して窒化物を形成し、ＢＮ形成による焼入れ性の低下を抑制することができる。また、Ｔｉは、ピン止め効果により、ホットスタンプの加熱時に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とができる。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させても、上記効果は飽和し、しかも、Ｔｉ窒化物が過剰に析出すると、鋼の靭性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１０％とする。Ｔｉ含有量は０．０１％以上であってもよい。
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して窒化物を形成し、ＢＮ形成による焼入れ性の低下を抑制することができる。また、Ｔｉは、ピン止め効果により、ホットスタンプの加熱時に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とができる。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させても、上記効果は飽和し、しかも、Ｔｉ窒化物が過剰に析出すると、鋼の靭性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１０％とする。Ｔｉ含有量は０．０１％以上であってもよい。
［Ｃｒ：０～０．５０％］
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高めて、ホットスタンプ成形体の強度を高めるのに有効である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰であり、ホットスタンプの加熱時に溶解し難いＣｒ炭化物が多量に形成すると、鋼のオーステナイト化が進行し難くなり、逆に焼入れ性が低下する。したがって、Ｃｒ 含有量は０～０．５０％とする。Ｃｒ含有量は０．１０％以上であってもよい。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高めて、ホットスタンプ成形体の強度を高めるのに有効である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰であり、ホットスタンプの加熱時に溶解し難いＣｒ炭化物が多量に形成すると、鋼のオーステナイト化が進行し難くなり、逆に焼入れ性が低下する。したがって、Ｃｒ 含有量は０～０．５０％とする。Ｃｒ含有量は０．１０％以上であってもよい。
［Ｍｏ：０～０．５０％］
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５０％とする。Ｍｏ含有量は０．０５％以上であってもよい。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５０％とする。Ｍｏ含有量は０．０５％以上であってもよい。
［Ｎｂ：０～０．１０％］
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し、鋼の靭性を高める元素である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、上記効果は飽和し、さらに焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１０％とする。Ｎｂ含有量は０．０２％以上であってもよい。
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し、鋼の靭性を高める元素である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、上記効果は飽和し、さらに焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１０％とする。Ｎｂ含有量は０．０２％以上であってもよい。
［Ｎｉ：０～１．００％］
ニッケル（Ｎｉ）は、ホットスタンプの加熱時に、溶融Ｚｎに起因した脆化を抑制することができる元素である。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上であってもよい。
ニッケル（Ｎｉ）は、ホットスタンプの加熱時に、溶融Ｚｎに起因した脆化を抑制することができる元素である。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼母材において、上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。鋼母材における不純物とは、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、当該ホットスタンプ成形体に対して意図的に添加した成分でないものを意味する。
［めっき層］
本発明の実施形態によれば、上記鋼母材の表面にめっき層が形成され、例えば、鋼母材が鋼板の場合には当該鋼板の少なくとも片面すなわち当該鋼板の片面又は両面にめっき層が形成される。めっき層は、鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と界面層上に形成された主層とを有する。
以下に、めっき層の化学組成について説明する。なお、以下の説明におけるめっき層の化学組成は、めっき層全体としての平均組成を表す。
本発明の実施形態によれば、上記鋼母材の表面にめっき層が形成され、例えば、鋼母材が鋼板の場合には当該鋼板の少なくとも片面すなわち当該鋼板の片面又は両面にめっき層が形成される。めっき層は、鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と界面層上に形成された主層とを有する。
以下に、めっき層の化学組成について説明する。なお、以下の説明におけるめっき層の化学組成は、めっき層全体としての平均組成を表す。
［Ａｌ：２０．００～４５．００％］
Ａｌは、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するのに必須の元素である。ホットスタンプ成形前のめっき層の表面組織中に針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相が存在することで、ホットスタンプ成形における加熱の初期に当該針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相から溶け出したＣａが大気中の酸素により優先的に酸化され、めっき層の最表面に緻密なＣａ系酸化皮膜、より具体的にはＣａ及びＭｇ含有酸化皮膜を形成するものと考えられる。このようなＣａ系酸化皮膜はＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するためのバリア層として機能するものと考えられる。当該バリア層の機能を発現させるためには、ホットスタンプ成形後のめっき層中のＡｌ含有量は２０．００％以上とする必要があり、好ましくは２５．００％以上又は３０．００％以上である。一方で、Ａｌ含有量が４５．００％を超えると、ホットスタンプ成形前のめっき層においてＡｌ４Ｃａ等の金属間化合物が優先的に生成し、針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を十分な量で形成させることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は４５．００％以下とし、好ましくは４０．００％以下又は３５．００％以下である。
Ａｌは、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するのに必須の元素である。ホットスタンプ成形前のめっき層の表面組織中に針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相が存在することで、ホットスタンプ成形における加熱の初期に当該針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相から溶け出したＣａが大気中の酸素により優先的に酸化され、めっき層の最表面に緻密なＣａ系酸化皮膜、より具体的にはＣａ及びＭｇ含有酸化皮膜を形成するものと考えられる。このようなＣａ系酸化皮膜はＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するためのバリア層として機能するものと考えられる。当該バリア層の機能を発現させるためには、ホットスタンプ成形後のめっき層中のＡｌ含有量は２０．００％以上とする必要があり、好ましくは２５．００％以上又は３０．００％以上である。一方で、Ａｌ含有量が４５．００％を超えると、ホットスタンプ成形前のめっき層においてＡｌ４Ｃａ等の金属間化合物が優先的に生成し、針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を十分な量で形成させることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は４５．００％以下とし、好ましくは４０．００％以下又は３５．００％以下である。
［Ｍｇ：２．５０～１５．００％］
Ｍｇは、ＭｇＺｎ２相の超格子化（「超格子化」については後述する。）の観点から重要な元素である。
また、Ｍｇは、めっき層の耐食性を向上させ、塗膜膨れ等を改善するのに有効な元素である。さらに、Ｍｇは、ホットスタンプ成形における加熱時に液相Ｚｎ－Ｍｇを形成し、電着塗装時の水素侵入を抑制する効果も有する。耐食性の向上及び水素侵入の抑制の観点から、Ｍｇ含有量は２．５０％以上とし、好ましくは３．００％以上、より好ましくは５．００％以上である。一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、過度な犠牲防食作用により、塗膜膨れ及び流れ錆の発生が急激に大きくなる傾向がある。さらに過度にＭｇ含有量が高すぎると、ＭｇＺｎ２相の超格子化が図れないおそれがある。したがって、Ｍｇ含有量は１５．００％以下とし、好ましくは１２．００％以下、より好ましくは１０．００％以上である。
Ｍｇは、ＭｇＺｎ２相の超格子化（「超格子化」については後述する。）の観点から重要な元素である。
また、Ｍｇは、めっき層の耐食性を向上させ、塗膜膨れ等を改善するのに有効な元素である。さらに、Ｍｇは、ホットスタンプ成形における加熱時に液相Ｚｎ－Ｍｇを形成し、電着塗装時の水素侵入を抑制する効果も有する。耐食性の向上及び水素侵入の抑制の観点から、Ｍｇ含有量は２．５０％以上とし、好ましくは３．００％以上、より好ましくは５．００％以上である。一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、過度な犠牲防食作用により、塗膜膨れ及び流れ錆の発生が急激に大きくなる傾向がある。さらに過度にＭｇ含有量が高すぎると、ＭｇＺｎ２相の超格子化が図れないおそれがある。したがって、Ｍｇ含有量は１５．００％以下とし、好ましくは１２．００％以下、より好ましくは１０．００％以上である。
［Ｓｉ：０．０５～３．００％］
Ｓｉは、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するのに必須の元素である。上で説明したとおり、ホットスタンプ成形前のめっき層の表面組織中に針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を存在させることで、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するためのＣａ系酸化皮膜からなるバリア層を形成することができる。
当該バリア層の機能を発現させるためには、ホットスタンプ成形後のめっき層中のＳｉ含有量は０．０５％以上とする必要があり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．４０％以上である。一方で、Ｓｉ含有量が過剰な場合には、ホットスタンプ成形前のめっき層において鋼母材とめっき層の界面にＭｇ２Ｓｉ相が形成して耐食性が大きく悪化する。また、Ｓｉ含有量が過剰な場合には、ホットスタンプ成形前のめっき層においてこのＭｇ２Ｓｉ相が優先的に形成され、針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を十分な量で形成させることが困難となる。さらに、Ｓｉ含有量が過剰な場合、ＭｇＺｎ２相の超格子化を図れないおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とし、好ましくは１．６０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
Ｓｉは、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するのに必須の元素である。上で説明したとおり、ホットスタンプ成形前のめっき層の表面組織中に針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を存在させることで、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するためのＣａ系酸化皮膜からなるバリア層を形成することができる。
当該バリア層の機能を発現させるためには、ホットスタンプ成形後のめっき層中のＳｉ含有量は０．０５％以上とする必要があり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．４０％以上である。一方で、Ｓｉ含有量が過剰な場合には、ホットスタンプ成形前のめっき層において鋼母材とめっき層の界面にＭｇ２Ｓｉ相が形成して耐食性が大きく悪化する。また、Ｓｉ含有量が過剰な場合には、ホットスタンプ成形前のめっき層においてこのＭｇ２Ｓｉ相が優先的に形成され、針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を十分な量で形成させることが困難となる。さらに、Ｓｉ含有量が過剰な場合、ＭｇＺｎ２相の超格子化を図れないおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とし、好ましくは１．６０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
［Ｃａ：０．０１～３．００％］
Ｃａは、耐水素脆化特性の向上に有効に作用する元素である。具体的には、ＭｇＺｎ２相の超格子化によりＣａの固溶が促され、その結果、耐水素侵入性を向上させことができる。またＣａは、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するのに必須の元素である。上で説明したとおり、ホットスタンプ成形前のめっき層の表面組織中に針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を存在させることで、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するためのＣａ系酸化皮膜からなるバリア層を形成することができる。
当該バリア層の機能を発現させ、耐水素侵入性の向上を図るためには、ホットスタンプ成形後のめっき層中のＣａ含有量は０．０１％以上とする必要があり、好ましくは０．４０％以上である。一方で、Ｃａ含有量が過剰な場合には、ホットスタンプ成形前のめっき層においてＡｌ４Ｃａ等の金属間化合物が優先的に生成し、針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を十分な量で形成させることが困難となる。したがって、Ｃａ含有量は３．００％以下とし、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｃａは、耐水素脆化特性の向上に有効に作用する元素である。具体的には、ＭｇＺｎ２相の超格子化によりＣａの固溶が促され、その結果、耐水素侵入性を向上させことができる。またＣａは、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するのに必須の元素である。上で説明したとおり、ホットスタンプ成形前のめっき層の表面組織中に針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を存在させることで、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎ及びＭｇの蒸発を抑制するためのＣａ系酸化皮膜からなるバリア層を形成することができる。
当該バリア層の機能を発現させ、耐水素侵入性の向上を図るためには、ホットスタンプ成形後のめっき層中のＣａ含有量は０．０１％以上とする必要があり、好ましくは０．４０％以上である。一方で、Ｃａ含有量が過剰な場合には、ホットスタンプ成形前のめっき層においてＡｌ４Ｃａ等の金属間化合物が優先的に生成し、針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を十分な量で形成させることが困難となる。したがって、Ｃａ含有量は３．００％以下とし、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
［Ｆｅ：１０．００～４５．００％］
ホットスタンプ成形時にめっき鋼材を加熱すると、鋼母材からのＦｅがめっき層中に拡散するため、当該めっき層には必然的にＦｅが含有される。Ｆｅはめっき層中のＡｌと結合して、鋼母材との界面にＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層を形成し、さらに当該界面層の上に位置する主層中にＦｅ－Ａｌ含有相を形成する。したがって、Ｆｅ含有量は界面層の厚さが増し、主層中のＦｅ－Ａｌ含有相の量が増大するほど高くなる。Ｆｅ含有量が低いと、Ｆｅ－Ａｌ含有相の量が減少するため、主層の構造が崩れやすくなる。より具体的には、Ｆｅ含有量が低いと、Ｚｎ及びＭｇ含有量が相対的に増加するため、ホットスタンプ成形における加熱の際にこれらの元素が蒸発しやすくなり、その結果として水素侵入が生じやすくなる。したがって、Ｆｅ含有量は１０．００％以上とし、好ましくは１５．００％以上である。一方で、Ｆｅ含有量が高すぎると、主層中のＦｅ－Ａｌ含有相の量が多くなり、当該主層中のＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相の量が相対的に減少することから耐食性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量は４５．００％以下とし、好ましくは４０．００％以下、より好ましくは３５．００％以下である。
ホットスタンプ成形時にめっき鋼材を加熱すると、鋼母材からのＦｅがめっき層中に拡散するため、当該めっき層には必然的にＦｅが含有される。Ｆｅはめっき層中のＡｌと結合して、鋼母材との界面にＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層を形成し、さらに当該界面層の上に位置する主層中にＦｅ－Ａｌ含有相を形成する。したがって、Ｆｅ含有量は界面層の厚さが増し、主層中のＦｅ－Ａｌ含有相の量が増大するほど高くなる。Ｆｅ含有量が低いと、Ｆｅ－Ａｌ含有相の量が減少するため、主層の構造が崩れやすくなる。より具体的には、Ｆｅ含有量が低いと、Ｚｎ及びＭｇ含有量が相対的に増加するため、ホットスタンプ成形における加熱の際にこれらの元素が蒸発しやすくなり、その結果として水素侵入が生じやすくなる。したがって、Ｆｅ含有量は１０．００％以上とし、好ましくは１５．００％以上である。一方で、Ｆｅ含有量が高すぎると、主層中のＦｅ－Ａｌ含有相の量が多くなり、当該主層中のＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相の量が相対的に減少することから耐食性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量は４５．００％以下とし、好ましくは４０．００％以下、より好ましくは３５．００％以下である。
めっき層の化学組成は上記のとおりである。さらに、めっき層は、任意に、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｓｒ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｎ：０～１．００％、及びＬａ：０～１．０％、Ｃｅ：０～１．０％のうち１種又は２種以上を含有してもよい。特に限定されないが、めっき層を構成する上記基本成分の作用及び機能を十分に発揮させる観点から、これらの元素の合計含有量は５．００％以下とし、２．００％以下とすることが好ましい。以下、これらの元素について詳しく説明する。
［Ｓｂ：０～０．５０％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％］
Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＴｉは、主層において存在するＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相中に含まれ得るが、所定の含有量の範囲内であれば、ホットスタンプ成形体としての性能に悪影響は及ぼさない。しかしながら、各元素の含有量が過剰な場合には、ホットスタンプにおける加熱の際に、これらの元素の酸化物が析出し、ホットスタンプ成形体の表面性状を悪化させ、りん酸塩化成処理が不良となって塗装後耐食性が悪化する。さらに、Ｐｂ及びＳｎの含有量が過剰になると、耐ＬＭＥ性が低下する傾向がある。したがって、Ｓｂ及びＰｂの含有量は０．５０％以下、好ましくは０．２０％以下であり、Ｃｕ、Ｓｎ及びＴｉの含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。一方で、各元素の含有量は０．０１％以上であってもよい。なお、これらの元素の含有は必須でなく、各元素の含有量の下限は０％である。
Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＴｉは、主層において存在するＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相中に含まれ得るが、所定の含有量の範囲内であれば、ホットスタンプ成形体としての性能に悪影響は及ぼさない。しかしながら、各元素の含有量が過剰な場合には、ホットスタンプにおける加熱の際に、これらの元素の酸化物が析出し、ホットスタンプ成形体の表面性状を悪化させ、りん酸塩化成処理が不良となって塗装後耐食性が悪化する。さらに、Ｐｂ及びＳｎの含有量が過剰になると、耐ＬＭＥ性が低下する傾向がある。したがって、Ｓｂ及びＰｂの含有量は０．５０％以下、好ましくは０．２０％以下であり、Ｃｕ、Ｓｎ及びＴｉの含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。一方で、各元素の含有量は０．０１％以上であってもよい。なお、これらの元素の含有は必須でなく、各元素の含有量の下限は０％である。
［Ｓｒ：０～０．５０％］
Ｓｒは、めっき層の製造時にめっき浴中に含めることで当該めっき浴上に 形成されるトップドロスの生成を抑制することができる。また、Ｓｒは、ホットスタンプの加熱時に大気酸化を抑制する傾向があるため、ホットスタンプ後の成形体における色変化を抑制することができる。これらの効果は少量でも発揮されるため、Ｓｒ含有量は０．０１％以上であってもよい。一方、Ｓｒ含有量が過剰な場合には、塗膜膨れ及び流れ錆の発生が大きくなり、耐食性が悪化する傾向がある。したがって、Ｓｒ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｒは、めっき層の製造時にめっき浴中に含めることで当該めっき浴上に 形成されるトップドロスの生成を抑制することができる。また、Ｓｒは、ホットスタンプの加熱時に大気酸化を抑制する傾向があるため、ホットスタンプ後の成形体における色変化を抑制することができる。これらの効果は少量でも発揮されるため、Ｓｒ含有量は０．０１％以上であってもよい。一方、Ｓｒ含有量が過剰な場合には、塗膜膨れ及び流れ錆の発生が大きくなり、耐食性が悪化する傾向がある。したがって、Ｓｒ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
［Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｎ：０～１．００％］
Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎは、めっき層と鋼母材との界面付近に濃化し、めっき層表面のスパングルを消失させるなどの効果を有する。このような効果を得るためには、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素は界面層に含まれるか又は主層に存在するＦｅ－Ａｌ含有相中に含まれ得る。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰な場合には、塗膜膨れ及び流れ錆の発生が大きくなり、耐食性が悪化する傾向がある。したがって、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量はそれぞれ１．００％以下とし、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎは、めっき層と鋼母材との界面付近に濃化し、めっき層表面のスパングルを消失させるなどの効果を有する。このような効果を得るためには、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素は界面層に含まれるか又は主層に存在するＦｅ－Ａｌ含有相中に含まれ得る。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰な場合には、塗膜膨れ及び流れ錆の発生が大きくなり、耐食性が悪化する傾向がある。したがって、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量はそれぞれ１．００％以下とし、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
［Ｌａ：０～１．０％、Ｃｅ：０～１．０％］
ＬａおよびＣｅは、耐食性向上の効果を有する。このような効果を得るためには、ＬａおよびＣｅの含有量はそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素の含有量が過剰な場合には、めっき後の外観を損なうおそれがある。したがって、ＬａおよびＣｅの含有量はそれぞれ１．０％以下とし、好ましくは０．１％以下である。
ＬａおよびＣｅは、耐食性向上の効果を有する。このような効果を得るためには、ＬａおよびＣｅの含有量はそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素の含有量が過剰な場合には、めっき後の外観を損なうおそれがある。したがって、ＬａおよびＣｅの含有量はそれぞれ１．０％以下とし、好ましくは０．１％以下である。
［残部：Ｚｎ及び不純物］
めっき層において上記成分以外の残部はＺｎ及び不純物からなる。Ｚｎは、防錆の観点からめっき層において必須の成分である。Ｚｎは、めっき層の主層中で主としてＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相として存在し、耐食性の向上に大きく寄与する。Ｚｎ含有量が３．００％未満であると、十分な耐食性を維持できない場合がある。したがって、Ｚｎ含有量は３．００％以上であることが好ましい。Ｚｎ含有量の下限は１０．００％、１５．００％又は２０．００％としてもよい。一方で、Ｚｎ含有量が高すぎると、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎが蒸発しやすくなり、その結果として端面耐食性及び耐水素侵入性が劣化しやすくなる。したがって、Ｚｎ含有量は５０．００％以下であることが好ましい。Ｚｎ含有量の上限は４５．００％、４０．００％又は３５．００％としてもよい。さらに、ＺｎはＡｌと置換することが可能であるため、少量のＺｎはＦｅ－Ａｌ含有相中のＦｅと固溶体を形成し得る。また、めっき層における不純物とは、めっき層を製造する際に、原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、めっき層に対して意図的に添加した成分ではないものを意味する。めっき層においては、不純物として、上で説明した元素以外の元素が、本発明の効果を妨げない範囲内で微量に含まれていてもよい。
めっき層において上記成分以外の残部はＺｎ及び不純物からなる。Ｚｎは、防錆の観点からめっき層において必須の成分である。Ｚｎは、めっき層の主層中で主としてＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相として存在し、耐食性の向上に大きく寄与する。Ｚｎ含有量が３．００％未満であると、十分な耐食性を維持できない場合がある。したがって、Ｚｎ含有量は３．００％以上であることが好ましい。Ｚｎ含有量の下限は１０．００％、１５．００％又は２０．００％としてもよい。一方で、Ｚｎ含有量が高すぎると、ホットスタンプ成形における加熱の際にＺｎが蒸発しやすくなり、その結果として端面耐食性及び耐水素侵入性が劣化しやすくなる。したがって、Ｚｎ含有量は５０．００％以下であることが好ましい。Ｚｎ含有量の上限は４５．００％、４０．００％又は３５．００％としてもよい。さらに、ＺｎはＡｌと置換することが可能であるため、少量のＺｎはＦｅ－Ａｌ含有相中のＦｅと固溶体を形成し得る。また、めっき層における不純物とは、めっき層を製造する際に、原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、めっき層に対して意図的に添加した成分ではないものを意味する。めっき層においては、不純物として、上で説明した元素以外の元素が、本発明の効果を妨げない範囲内で微量に含まれていてもよい。
めっき層の化学組成は、鋼母材の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することにより決定される。この場合、測定される化学組成は、主層と界面層の合計の平均組成である。
めっき層の厚さは特に限定されないが、優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を確保する観点から、３～８０μｍとすることが好ましい。
また、鋼母材が鋼板の場合には、めっき層は、当該鋼板の両面に設けられてもよく又は片面のみに設けられてもよい。
めっき層の付着量は、優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を確保する観点から、１５～１６０ｇ／ｍ２とする。その下限を２０又は３０ｇ／ｍ２としてもよく、その上限を１５０又は１３０ｇ／ｍ２としてもよい。本発明において、めっき層の付着量は、地鉄の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、酸洗前後の重量変化から決定される。
また、鋼母材が鋼板の場合には、めっき層は、当該鋼板の両面に設けられてもよく又は片面のみに設けられてもよい。
めっき層の付着量は、優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を確保する観点から、１５～１６０ｇ／ｍ２とする。その下限を２０又は３０ｇ／ｍ２としてもよく、その上限を１５０又は１３０ｇ／ｍ２としてもよい。本発明において、めっき層の付着量は、地鉄の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、酸洗前後の重量変化から決定される。
［界面層］
界面層は、鋼母材に接し、主としてＦｅ及びＡｌを含有する金属間化合物（以下、Ｆｅ－Ａｌ金属間化合物と呼称する場合がある）からなる層であり、より具体的にはホットスタ ンプ成形における加熱の際に鋼母材からのＦｅがめっき層中に拡散して当該めっき層中のＡｌと結合した層である。
界面層は、鋼母材に接し、主としてＦｅ及びＡｌを含有する金属間化合物（以下、Ｆｅ－Ａｌ金属間化合物と呼称する場合がある）からなる層であり、より具体的にはホットスタ ンプ成形における加熱の際に鋼母材からのＦｅがめっき層中に拡散して当該めっき層中のＡｌと結合した層である。
Ｆｅ－Ａｌ金属間化合物は、所定の質量比又は原子比を有する金属間化合物であり、一般的にはＦｅ：約６７％及びＡｌ：約３３％の化学量論組成（質量％）を有する。透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察によれば、界面層の表層にＡｌ濃度の高いＦｅＡｌ３相が層を形成しない微小析出物として形成され、鋼母材近傍にＦｅ濃度の高いＦｅ３Ａｌ相等が層を形成しない微小析出物として形成されることがある。走査型電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ－ＥＤＸ）等を用いて、５０００倍程度の倍率で界面層を定量分析すると、Ａｌ含有量は３０．０～３６．０％の範囲で変動する。また、界面層は、鋼母材及びめっき層の化学組成に応じて、少量のＺｎ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＮｉなどを含有する場合がある。したがって、界面層は、一般的には、Ａｌ：３０．０～３６．０％を含有し、残部がＦｅ及び３．０％未満の他の成分（例えば、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＮｉ）からなる。
界面層はまた、鋼母材のバリア層を構成し、一定の耐食性を有する。したがって、界面層は、塗膜下腐食の際に鋼母材の溶出を防ぎ、カット傷から発生する流れ赤錆（具体的には、カット傷から垂れ状に筋模様を形成する赤錆）の発生を抑制することができる。このような効果を得るためには、界面層の厚さは、好ましくは０．１μｍ以上、より好ましくは０．５μｍ以上である。しかしながら、界面層が厚すぎると、Ｆｅ－Ａｌ金属間化合物が脆性であることに起因してホットスタンプ後の疲労特性が低下する場合がある。このため、界面層の厚さは、好ましくは１０．０μｍ以下、より好ましくは７．０μｍ以下、最も好ましくは５．０μｍ以下である。
［主層］
主層は、界面層上に形成され、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有する。また、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上である。
主層は、ホットスタンプ時のスケール発生を抑制する効果を有し、かつホットスタンプ成形体の耐食性にも寄与する。
主層は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相とが混在した構造を有し、一般的には、図２に示されるように、マトリックス相であるＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相１２０中に島状のＦｅ－Ａｌ含有相１４０が存在、特には分散して存在している構造（海島構造）を有する。
主層は、界面層上に形成され、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有する。また、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上である。
主層は、ホットスタンプ時のスケール発生を抑制する効果を有し、かつホットスタンプ成形体の耐食性にも寄与する。
主層は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相とが混在した構造を有し、一般的には、図２に示されるように、マトリックス相であるＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相１２０中に島状のＦｅ－Ａｌ含有相１４０が存在、特には分散して存在している構造（海島構造）を有する。
［Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相］
本発明に係る実施形態では、ホットスタンプ成形後のめっき層において、耐食性向上効果を有するＺｎ及びＭｇがＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相として主層中に存在することで、ホットスタンプ後に電着塗装が施されても優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を有する。
本発明に係る実施形態では、ホットスタンプ成形後のめっき層において、耐食性向上効果を有するＺｎ及びＭｇがＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相として主層中に存在することで、ホットスタンプ後に電着塗装が施されても優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を有する。
Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相は、ＭｇＺｎ２相を含む。また、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相は、ＭｇＺｎ相及びＭｇ２Ｚｎ３相からなる群より選択される少なくとも１種を含んでもよい。ここで、ＭｇＺｎ相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、及びＭｇＺｎ２相は金属間化合物であることから、各相のＭｇとＺｎの原子比はほぼ一定と考えられるものの、実際にはＡｌやＦｅなどが部分的に固溶する場合があるため幾分変動する。したがって、本発明においては、Ｍｇ及びＺｎ含有量の合計が９０．０％以上の化学組成を有する相のうち、Ｍｇ／Ｚｎの原子比が０．９０～１．１０である相をＭｇＺｎ相、Ｍｇ／Ｚｎの原子比が０．５８～０．７４である相をＭｇ２Ｚｎ３相、Ｍｇ／Ｚｎの原子比が０．４３～０．５７である相をＭｇＺｎ２相と定義する。
Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相がこれらの相を含むことで、ホットスタンプ成形体の耐食性を顕著に向上させることが可能である。
Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相がこれらの相を含むことで、ホットスタンプ成形体の耐食性を顕著に向上させることが可能である。
［ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上］
本実施形態に係るホットスタンプ成形体が電着塗装後も優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を有するためには、主層においてＭｇＺｎ２相が好適に形成される必要がある。そのため、本実施形態では、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポット（基本反射）の周囲にサテライトスポット（超格子反射）を有するＭｇＺｎ２相（超格子ＭｇＺｎ２相）の割合が、主層全体に対して面積率で５．０％以上とする。そのメカニズムの詳細は明らかでないが、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相の割合が面積率で５．０％以上であることにより、ＭｇＺｎ２相の構造が優れた犠牲防食性を発現する状態へ変態するので、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は電着塗装後も優れた端面耐食性と耐水素侵入性とを有する。
該面積率は好ましくは５．０％以上であり、より好ましくは１５．０％以上である。また、該面積率の上限は特に定めないが、水素侵入防止の観点から７０．０％以下と定めてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体が電着塗装後も優れた端面耐食性及び耐水素侵入性を有するためには、主層においてＭｇＺｎ２相が好適に形成される必要がある。そのため、本実施形態では、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポット（基本反射）の周囲にサテライトスポット（超格子反射）を有するＭｇＺｎ２相（超格子ＭｇＺｎ２相）の割合が、主層全体に対して面積率で５．０％以上とする。そのメカニズムの詳細は明らかでないが、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相の割合が面積率で５．０％以上であることにより、ＭｇＺｎ２相の構造が優れた犠牲防食性を発現する状態へ変態するので、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は電着塗装後も優れた端面耐食性と耐水素侵入性とを有する。
該面積率は好ましくは５．０％以上であり、より好ましくは１５．０％以上である。また、該面積率の上限は特に定めないが、水素侵入防止の観点から７０．０％以下と定めてもよい。
図４は、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層において、ＭｇＺｎ２相（Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相１２０）へ［１００］入射した電子線回折像を示す。図４に示すように、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像にて、メインスポットの周囲にサテライトスポットが観察される。
一方、図３は、従来技術に係るホットスタンプ成形体のめっき層（図１のめっき層１）において、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を示す。図３に示すように、従来技術に係るホットスタンプ成形体では、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像にて、メインスポットは観察されるが、サテライトスポットが観察されない。
一方、図３は、従来技術に係るホットスタンプ成形体のめっき層（図１のめっき層１）において、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を示す。図３に示すように、従来技術に係るホットスタンプ成形体では、ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像にて、メインスポットは観察されるが、サテライトスポットが観察されない。
Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相におけるＭｇＺｎ相及びＭｇ２Ｚｎ３相の含有量は特に限定されない。
［Ｆｅ－Ａｌ含有相］
上記のとおり、主層は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相に加えてＦｅ－Ａｌ含有相を含む。Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は特に限定されないが、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率が９０．０％超であると、主層に含まれるＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相の量が少なくなり耐食性が低下するため好ましくない。そのため、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率を９０．０％以下と定めてもよい。
一方で、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は好ましくは３０．０％以上とし、例えば４０．０％以上であってもよい。Ｆｅ－Ａｌ含有相は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相中を腐食が進行していく際の障害物となるため、Ｆｅ－Ａｌ含有相が存在することで耐食性を向上させることができる。より詳しく説明すると、Ｆｅ－Ａｌ含有相（Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相）は主層中で層状組織としてではなく島状組織として存在しているため、耐食性向上効果を有するＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相を腐食が進行する場合に、腐食はこれらの島状のＦｅ－Ａｌ含有相を避けるように虫食い状に進行していくことになる。その結果として、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相の腐食の進行を遅らせることができるものと考えられる。
上記のとおり、主層は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相に加えてＦｅ－Ａｌ含有相を含む。Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は特に限定されないが、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率が９０．０％超であると、主層に含まれるＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相の量が少なくなり耐食性が低下するため好ましくない。そのため、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率を９０．０％以下と定めてもよい。
一方で、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は好ましくは３０．０％以上とし、例えば４０．０％以上であってもよい。Ｆｅ－Ａｌ含有相は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相中を腐食が進行していく際の障害物となるため、Ｆｅ－Ａｌ含有相が存在することで耐食性を向上させることができる。より詳しく説明すると、Ｆｅ－Ａｌ含有相（Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相）は主層中で層状組織としてではなく島状組織として存在しているため、耐食性向上効果を有するＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相を腐食が進行する場合に、腐食はこれらの島状のＦｅ－Ａｌ含有相を避けるように虫食い状に進行していくことになる。その結果として、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相の腐食の進行を遅らせることができるものと考えられる。
Ｆｅ－Ａｌ含有相は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相を含み、主層中のＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の面積率は特に限定されないが、好ましくは１０．０％超であり、例えば２０．０％以上又は３０．０％以上であってもよい。また、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の面積率は好ましくは７５．０％以下であり、７０．０％以下、６５．０％以下又は６０．０％以下であってもよい。
本実施形態において、Ｆｅ－Ａｌ含有相はＦｅ、Ａｌ及びＺｎの合計が９０．０％以上の化学組成を有するものをいい、このような化学組成を有するＦｅ－Ａｌ含有相のうち、Ｚｎ含有量が１．０％以上である相をＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相、Ｚｎ含有量が１．０％未満である相をＦｅＡｌ相と定義する。何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相は、めっき層と鋼母材の界面において鋼母材からめっき層中へ層状に成長するのではなく、ホットスタンプ成形における加熱の際に溶融状態にあるめっき層中で球状に核生成し、それが島状に成長するものと考えられる。
本実施形態において、Ｆｅ－Ａｌ含有相はＦｅ、Ａｌ及びＺｎの合計が９０．０％以上の化学組成を有するものをいい、このような化学組成を有するＦｅ－Ａｌ含有相のうち、Ｚｎ含有量が１．０％以上である相をＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相、Ｚｎ含有量が１．０％未満である相をＦｅＡｌ相と定義する。何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相は、めっき層と鋼母材の界面において鋼母材からめっき層中へ層状に成長するのではなく、ホットスタンプ成形における加熱の際に溶融状態にあるめっき層中で球状に核生成し、それが島状に成長するものと考えられる。
主層中のＦｅＡｌ相の面積率は、例えば３．０％以上又は５．０％以上であってもよく、２５．０％以下、２０．０％以下又は１７．０％以下であってもよい。
上記のとおり、Ｆｅ－Ａｌ含有相、特にはＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相は島状の形状を有し、特に限定されないが、アスペクト比が５．０を超えることはほとんどない。一般的には、Ｆｅ－Ａｌ含有相は、アスペクト比が５．０以下、例えば４．０以下又は３．０以下の島状形状を有する。アスペクト比の下限は、特に規定しないが、例えば１．０以上、１．２以上又は１．５以上であってもよい。本発明において、アスペクト比とは、Ｆｅ－Ａｌ含有相（Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相）の最も長い径（長径）とそれに直交する当該Ｆｅ－Ａｌ含有相の径のうち最も長い径（短径）との比を言うものである。
上記のとおり、Ｆｅ－Ａｌ含有相、特にはＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相は島状の形状を有し、特に限定されないが、アスペクト比が５．０を超えることはほとんどない。一般的には、Ｆｅ－Ａｌ含有相は、アスペクト比が５．０以下、例えば４．０以下又は３．０以下の島状形状を有する。アスペクト比の下限は、特に規定しないが、例えば１．０以上、１．２以上又は１．５以上であってもよい。本発明において、アスペクト比とは、Ｆｅ－Ａｌ含有相（Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相及びＦｅＡｌ相）の最も長い径（長径）とそれに直交する当該Ｆｅ－Ａｌ含有相の径のうち最も長い径（短径）との比を言うものである。
［他の金属間化合物］
主層は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相及びＦｅ－Ａｌ含有相に含まれるもの以外に、 他の金属間化合物を含有していてもよい。当該他の金属間化合物としては、特に限定されないが、例えば、めっき層に含まれるＳｉ及びＣａ等の元素を含有する金属間化合物、具体的にはＭｇ２Ｓｉ及びＡｌ４Ｃａなどが挙げられる。しかしながら、主層中の当該他の金属間化合物の面積率が大きくなりすぎると、上記のＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相及び／又はＦｅ－Ａｌ含有相を十分に確保することができない場合がある。したがって、他の金属間化合物の面積率は、例えばＭｇ２Ｓｉ及びＡｌ４Ｃａの面積率は、合計で１０．０％以下であることが好ましく、５．０％以下であることがより好ましい。
主層は、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相及びＦｅ－Ａｌ含有相に含まれるもの以外に、 他の金属間化合物を含有していてもよい。当該他の金属間化合物としては、特に限定されないが、例えば、めっき層に含まれるＳｉ及びＣａ等の元素を含有する金属間化合物、具体的にはＭｇ２Ｓｉ及びＡｌ４Ｃａなどが挙げられる。しかしながら、主層中の当該他の金属間化合物の面積率が大きくなりすぎると、上記のＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相及び／又はＦｅ－Ａｌ含有相を十分に確保することができない場合がある。したがって、他の金属間化合物の面積率は、例えばＭｇ２Ｓｉ及びＡｌ４Ｃａの面積率は、合計で１０．０％以下であることが好ましく、５．０％以下であることがより好ましい。
［酸化物層］
めっき層の表面には、めっき成分の酸化によって酸化物層が形成される場合がある。このような酸化物層は、ホットスタンプ後の成形体の化成処理性及び電着塗装性を低下させる虞がある。したがって、酸化物層の厚さは、薄いことが好ましく、例えば１．０μｍ以下であることが好ましい。ホットスタンプ成形の際にＺｎ及びＭｇの蒸発が生じた場合には、１．０μｍを超える厚いＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層が形成される。
めっき層の表面には、めっき成分の酸化によって酸化物層が形成される場合がある。このような酸化物層は、ホットスタンプ後の成形体の化成処理性及び電着塗装性を低下させる虞がある。したがって、酸化物層の厚さは、薄いことが好ましく、例えば１．０μｍ以下であることが好ましい。ホットスタンプ成形の際にＺｎ及びＭｇの蒸発が生じた場合には、１．０μｍを超える厚いＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層が形成される。
［拡散層］
本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、めっき層の下に拡散層が形成されることがある。当該拡散層は、鋼母材の一部を構成するものであり、より具体的にはホットスタンプ成形における加熱によってめっき層中のＡｌ成分が鋼母材に拡散して固溶体を形成したものである。拡散層が存在する場合、その厚さは、一般的には０．１μｍ以上、例えば０．５μｍ以上又は１．０μｍ以上である。しかしながら、拡散層が厚くなりすぎると、めっき層、特には主層中のＡｌ成分が少なくなり好ましくない。したがって、拡散層の厚さは、一般的には１５．０μｍ以下、好ましくは１０．０μｍ以下、より好ましくは５．０μｍ以下である。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、めっき層の下に拡散層が形成されることがある。当該拡散層は、鋼母材の一部を構成するものであり、より具体的にはホットスタンプ成形における加熱によってめっき層中のＡｌ成分が鋼母材に拡散して固溶体を形成したものである。拡散層が存在する場合、その厚さは、一般的には０．１μｍ以上、例えば０．５μｍ以上又は１．０μｍ以上である。しかしながら、拡散層が厚くなりすぎると、めっき層、特には主層中のＡｌ成分が少なくなり好ましくない。したがって、拡散層の厚さは、一般的には１５．０μｍ以下、好ましくは１０．０μｍ以下、より好ましくは５．０μｍ以下である。
主層、界面層、拡散層及び酸化物層の厚さは、ホットスタンプ成形体から試験片を切り出し加工し、樹脂等に埋め込んだ後、断面研磨し、ＳＥＭ観察画像を測定することにより決定される。また、ＳＥＭの反射電子像において観察を実施すれば、金属成分によって観察時のコントラストが異なることから、各層を識別し、各層の厚さを確認することが可能である。界面層と主層の界面がわかりにくく、界面層の厚さが特定できない場合には、ライン分析を実施し、Ａｌ含有量が３０．０～３６．０％となる位置を界面層と主層の界面と特定してもよい。異なる３以上の視野において、同様の観察を行い、これらの平均を求めることにより、主層、界面層、拡散層及び酸化物層の厚さが決定される。
本発明において、主層における各相の面積率は、以下のようにして決定される。まず、作製した試料を２５ｍｍ×１５ｍｍの大きさに切断し、めっき層の任意の断面を１５００倍の倍率で撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子像（ＢＳＥ像）とＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像から、主層における各相の面積率をコンピューター画像処理により測定し、任意の５視野以上（ただし、各視野の測定面積は４００μｍｍ２以上とする）におけるこれらの測定値の平均がＭｇＺｎ相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、ＭｇＺｎ２相、ＦｅＡｌ相、Ｆｅ－ Ａｌ－Ｚｎ相、及び他の金属間化合物の面積率として決定される。また、Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相の面積率は、ＭｇＺｎ相、Ｍｇ２Ｚｎ３相及びＭｇＺｎ２相の合計の面積率として決定され、同様に、Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は、ＦｅＡｌ 相及びＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計の面積率として決定される。
なお、ＭｇＺｎ２相のうち、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相の割合は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属する電子線回折装置によって求めることができる。具体的にはまず、前述のＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認された各相のうちＭｇＺｎ２相が観察視野となるよう測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。次に、薄膜試料の電子線の回折パターンによりサテライトスポットの有無を観察し、サテライトスポットが観察された場合、測定試料中のＭｇＺｎ２相は超格子状態であると判定する。前述のＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認された各ＭｇＺｎ２相において当該判定作業を繰り返すことによって、主層全体に対する超格子ＭｇＺｎ２相の割合（面積分率）を求めることができる。
なお、ＭｇＺｎ２相のうち、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相の割合は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属する電子線回折装置によって求めることができる。具体的にはまず、前述のＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認された各相のうちＭｇＺｎ２相が観察視野となるよう測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。次に、薄膜試料の電子線の回折パターンによりサテライトスポットの有無を観察し、サテライトスポットが観察された場合、測定試料中のＭｇＺｎ２相は超格子状態であると判定する。前述のＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認された各ＭｇＺｎ２相において当該判定作業を繰り返すことによって、主層全体に対する超格子ＭｇＺｎ２相の割合（面積分率）を求めることができる。
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該ホットスタンプ成形体を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該ホットスタンプ成形体を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
上記製造方法は、鋼母材を形成する工程、前記鋼母材にめっき層を形成する工程、及びめっき層が形成された鋼母材をホットスタンプ（熱間プレス） 成形する工程を含む。以下、各工程について詳しく説明する。
［鋼母材の形成工程］
鋼母材の形成工程では、例えば、まず、鋼母材について上で説明したのと同じ化学組成を有する溶鋼を製造し、製造した溶鋼を用いて鋳造法によりスラブを製造する。あるいはまた、製造した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。次いで、スラブ又はインゴットを熱間圧延して鋼母材（熱間圧延鋼板）を製造する。必要に応じて、熱間圧延鋼板を酸洗し、次いで当該熱間圧延鋼板を冷間圧延し、得られた冷間圧延鋼板を鋼母材として用いてもよい。
鋼母材の形成工程では、例えば、まず、鋼母材について上で説明したのと同じ化学組成を有する溶鋼を製造し、製造した溶鋼を用いて鋳造法によりスラブを製造する。あるいはまた、製造した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。次いで、スラブ又はインゴットを熱間圧延して鋼母材（熱間圧延鋼板）を製造する。必要に応じて、熱間圧延鋼板を酸洗し、次いで当該熱間圧延鋼板を冷間圧延し、得られた冷間圧延鋼板を鋼母材として用いてもよい。
［めっき層の形成工程］
次に、めっき層の形成工程において、鋼母材の少なくとも片面、好ましくは両面に、所定の化学組成を有するめっき層を形成する。
次に、めっき層の形成工程において、鋼母材の少なくとも片面、好ましくは両面に、所定の化学組成を有するめっき層を形成する。
より具体的には、まず、上記の鋼母材をＮ２－Ｈ２混合ガス雰囲気中で所定の温度及び時間、例えば７５０～８５０℃の温度で加熱還元処理した後、窒素雰囲気等の不活性雰囲気下でめっき浴温付近まで冷却する。次いで、鋼母材を所定の化学組成を有するめっき浴に０．１～６０秒間浸漬した後、これを引き上げ、ガスワイピング法により直ちにＮ２ガス又は空気を吹き付けることでめっき層の付着量を所定の範囲内に調整する。
めっき層の付着量は、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。本工程では、めっき付着の補助として、Ｎｉプレめっき、Ｓｎプレめっき等のプレめっきを施すことも可能である。しかしながら、これらのプレめっきは、合金化反応に変化を及ぼすため、プレめっきの付着量は、片面当たり２．０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
最後に、めっき層が付着された鋼母材を冷却することによりめっき層が鋼母材の片面又は両面に形成される。本方法においては、この冷却の際にめっき層の表面組織中に、Ａｌ、Ｚｎ、Ｓｉ及びＣａを主成分とする金属間化合物である針状Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｃａ相を形成することが重要である。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、液相状態にあるめっき層が凝固する際の冷却条件を適切に制御することが重要である。具体的には、めっき層凝固時の冷却ガスの露点を－１０℃以上に制御する。冷却ガスの露点を－１０℃以上とすることでめっき層表面に緻密な酸化膜が形成され、この酸化膜がＺｎやＭｇの蒸発を抑制し、主層が好適な状態で形成される。
冷却ガスの露点は好ましくは－２０℃以上であり、より好ましくは０℃以上である。冷却ガスの露点の上限は特に定める必要は無いが、装置保全の観点から例えば１０℃以下としてもよい。
冷却ガスの露点は好ましくは－２０℃以上であり、より好ましくは０℃以上である。冷却ガスの露点の上限は特に定める必要は無いが、装置保全の観点から例えば１０℃以下としてもよい。
めっき層が付着された鋼母材を冷却する際の冷却速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１５℃／ｓ以上、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。該冷却速度の上限は特に定められないが、設備上の制約から５０℃／ｓ以下としてもよい。
めっき層が付着された鋼母材を冷却する際の冷却停止温度も特に定められず、１００℃以上３５０℃以下と定めてもよい。
めっき層が付着された鋼母材を冷却する際の冷却停止温度も特に定められず、１００℃以上３５０℃以下と定めてもよい。
［ホットスタンプ（熱間プレス）成形工程］
最後に、ホットスタンプ（熱間プレス）成形工程において、めっき層を備えた鋼母材がホットプレスされる。本工程は、めっき層を備えた鋼母材を加熱炉に装入し、９００℃に到達後、所定の保持時間にわたり保持し、次いでホットプレスすることにより実施される。上記保持時間は、９００℃に到達後の９００℃以上１０００℃未満での保持時間を意味する。当該保持時間の具体的な値は保持温度及びめっき層の化学組成等に応じて変化し得るが、一般的には３０秒以上１０分以下であり、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を確実に得るためには、１分以上６分以下である。
最後に、ホットスタンプ（熱間プレス）成形工程において、めっき層を備えた鋼母材がホットプレスされる。本工程は、めっき層を備えた鋼母材を加熱炉に装入し、９００℃に到達後、所定の保持時間にわたり保持し、次いでホットプレスすることにより実施される。上記保持時間は、９００℃に到達後の９００℃以上１０００℃未満での保持時間を意味する。当該保持時間の具体的な値は保持温度及びめっき層の化学組成等に応じて変化し得るが、一般的には３０秒以上１０分以下であり、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を確実に得るためには、１分以上６分以下である。
［低温焼き戻し工程］
ホットスタンプ成形工程後、ホットスタンプ成形体を低温で焼き戻す。
ＭｇＺｎ２相を超格子化させるため、焼き戻し温度は１００℃～３００℃とする。１００℃未満ではＭｇＺｎ２相が適切に超格子化しないため好ましくない。また、焼き戻し温度が３００℃超の場合も超格子化が困難であるため好ましくない。好ましくは１５０℃～２５０℃であり、より好ましくは１７０℃～２２０℃である。
また、ＭｇＺｎ２相を適切に超格子化させるため、焼き戻し時間は０．５～３０分とする。０．５分未満の場合、ＭｇＺｎ２相が適切に超格子化しないため好ましくない。また、焼き戻し時間が３０分超の場合、鋼板の軟化が生じることがあるため好ましくない。
ホットスタンプ成形工程後、ホットスタンプ成形体を低温で焼き戻す。
ＭｇＺｎ２相を超格子化させるため、焼き戻し温度は１００℃～３００℃とする。１００℃未満ではＭｇＺｎ２相が適切に超格子化しないため好ましくない。また、焼き戻し温度が３００℃超の場合も超格子化が困難であるため好ましくない。好ましくは１５０℃～２５０℃であり、より好ましくは１７０℃～２２０℃である。
また、ＭｇＺｎ２相を適切に超格子化させるため、焼き戻し時間は０．５～３０分とする。０．５分未満の場合、ＭｇＺｎ２相が適切に超格子化しないため好ましくない。また、焼き戻し時間が３０分超の場合、鋼板の軟化が生じることがあるため好ましくない。
［リン酸塩処理工程］
低温焼き戻し工程後のホットスタンプ成形体をリン酸塩で処理してもよい（リン酸塩処理工程）。リン酸塩処理工程の方法は特に限定されず、常法を用いることができる。リン酸塩処理工程に用いるリン酸塩は特に限定されないが、例えばリン酸Ｚｎなどが挙げられる。
低温焼き戻し工程後のホットスタンプ成形体をリン酸塩で処理してもよい（リン酸塩処理工程）。リン酸塩処理工程の方法は特に限定されず、常法を用いることができる。リン酸塩処理工程に用いるリン酸塩は特に限定されないが、例えばリン酸Ｚｎなどが挙げられる。
［電着塗装工程］
リン酸塩処理工程後（リン酸塩処理工程を行わない場合には低温焼き戻し工程後）のホットスタンプ成形体に電着塗装を施す（電着塗装工程）。電着塗装の方法は特に限定されず、常法を用いることができる。
リン酸塩処理工程後（リン酸塩処理工程を行わない場合には低温焼き戻し工程後）のホットスタンプ成形体に電着塗装を施す（電着塗装工程）。電着塗装の方法は特に限定されず、常法を用いることができる。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
めっき浴として、表１－１に示す成分のめっき浴を建浴した。めっき原板には、板厚１．６ｍｍのホットスタンプ用鋼板（Ｃ：０．２％、Ｍｎ：１．３％）を用いた。
原板を１００ｍｍ×２００ｍｍに切断した後、バッチ式の溶融めっき試験装置でめっきを施した。板温はめっき原板中心部に、スポット溶接した熱電対を用いて測定した。めっき浴浸漬前、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内においてＮ２－５％Ｈ２ガス雰囲気にて８００℃でめっき原板表面を加熱還元処理し、Ｎ２ガスで空冷して浸漬板温度が浴温＋２０℃に到達した後、表１－２に示す浴温のめっき浴に約３秒浸漬した。めっき浴浸漬後、引上速度２０～２００ｍｍ／秒で引上げた。引き抜き時、Ｎ２ワイピングガスでめっき付着量を制御した。めっき浴から鋼板を引き抜いた後、めっき層（液相状態）が付着された鋼母材を表１－２に示す平均冷却速度で浴温から３３５℃まで冷却した。なお当該冷却の際、冷却ガスの露点制御を行い、表１－２に示す露点で冷却した。なお、露点を制御しなかったＮｏ．１，１３では露点は－４０℃であった。
原板を１００ｍｍ×２００ｍｍに切断した後、バッチ式の溶融めっき試験装置でめっきを施した。板温はめっき原板中心部に、スポット溶接した熱電対を用いて測定した。めっき浴浸漬前、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内においてＮ２－５％Ｈ２ガス雰囲気にて８００℃でめっき原板表面を加熱還元処理し、Ｎ２ガスで空冷して浸漬板温度が浴温＋２０℃に到達した後、表１－２に示す浴温のめっき浴に約３秒浸漬した。めっき浴浸漬後、引上速度２０～２００ｍｍ／秒で引上げた。引き抜き時、Ｎ２ワイピングガスでめっき付着量を制御した。めっき浴から鋼板を引き抜いた後、めっき層（液相状態）が付着された鋼母材を表１－２に示す平均冷却速度で浴温から３３５℃まで冷却した。なお当該冷却の際、冷却ガスの露点制御を行い、表１－２に示す露点で冷却した。なお、露点を制御しなかったＮｏ．１，１３では露点は－４０℃であった。
作製しためっき鋼板に対し、下記のホットスタンプ加熱と金型急冷とを施した。加熱条件は９００℃×１分保定とし、所定温度の大気加熱炉中にめっき鋼板を挿入し、めっき鋼板の温度が炉内温度－１０℃に到達してから所定時間保定した後、室温程度の温度にある平板金型でめっき鋼板を挟み込み急冷した。金型による焼入れは、マルテンサイト変態開始点（４１０℃）程度まで５０℃／秒以上の冷却速度となるように制御した。
ホットスタンプ後、さらに表１－２に示す温度で１分間低温焼き戻しを行うことにより、ホットスタンプ成形品を作製した。なお、Ｎｏ．２１では低温焼き戻しを行わなかった。
実施例及び比較例において得られたホットスタンプ成形体におけるめっき層の化学組成及び組織、並びにめっき鋼材をホットスタンプ成形した場合の各特性は下記の方法により調べた。結果を表１－１及び表２に示す。
［めっき層の化学組成］
めっき層の化学組成は、鋼母材の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ発光分光法によって測定することにより決定した。
めっき層の化学組成は、鋼母材の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ発光分光法によって測定することにより決定した。
［界面層、及びＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層の厚さ］
界面層及びＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層の厚さは、ホットスタンプ成形体から試験片を切り出し加工し、樹脂等に埋め込んだ後、断面研磨し、ＳＥＭ観察画像を測定し、異なる３視野におけるこれらの測定値の平均を界面層及びＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層の厚さとした。
界面層及びＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層の厚さは、ホットスタンプ成形体から試験片を切り出し加工し、樹脂等に埋め込んだ後、断面研磨し、ＳＥＭ観察画像を測定し、異なる３視野におけるこれらの測定値の平均を界面層及びＭｇ－Ｚｎ含有酸化物層の厚さとした。
［主層における各相の面積率及び組成］
主層における各相の面積率は、以下のようにして決定した。まず、作製した試料を２５ｍｍ×１５ｍｍの大きさに切断し、めっき層の任意の断面を１５００倍の倍率で撮影したＳＥＭのＢＳＥ像とＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像から、主層における各相の面積率をコンピューター画像処理により測定し、任意の５視野におけるこれらの測定値の平均をＭｇＺｎ２相、その他のＭｇ－Ｚｎ系金属間化合物相（ＭｇＺｎ相、Ｍｇ２Ｚｎ３相；Ｍｇ－Ｚｎ系ＩＭＣ相）、Ｆｅ－Ａｌ含有相、及び他の金属間化合物の面積率として決定した。Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は、ＦｅＡｌ相及びＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計の面積率として決定した。
主層における各相の面積率は、以下のようにして決定した。まず、作製した試料を２５ｍｍ×１５ｍｍの大きさに切断し、めっき層の任意の断面を１５００倍の倍率で撮影したＳＥＭのＢＳＥ像とＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像から、主層における各相の面積率をコンピューター画像処理により測定し、任意の５視野におけるこれらの測定値の平均をＭｇＺｎ２相、その他のＭｇ－Ｚｎ系金属間化合物相（ＭｇＺｎ相、Ｍｇ２Ｚｎ３相；Ｍｇ－Ｚｎ系ＩＭＣ相）、Ｆｅ－Ａｌ含有相、及び他の金属間化合物の面積率として決定した。Ｆｅ－Ａｌ含有相の面積率は、ＦｅＡｌ相及びＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計の面積率として決定した。
［ＭｇＺｎ２相の超格子状態］
主層におけるＭｇＺｎ２相の超格子状態は次のようにして調べた。まず、前述のＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認されたＭｇＺｎ２相が観察視野となるよう測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とした。次に、薄膜試料のＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察しサテライトスポットの有無を確認し、サテライトスポットが観察された場合、測定試料中のＭｇＺｎ２相は超格子状態であると判定した。ＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認された各ＭｇＺｎ２相において当該判定作業を繰り返し、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相（超格子化ＭｇＺｎ２相）の主層全体に対する割合（面積分率）を測定し、該割合が５．０％未満である場合下線を付した。なお、表２中の「超格子化判定」は、ＴＥＭによってサテライトスポットの有無を確認した際、サテライトスポットが観察された場合を〇とし、サテライトスポットが観察されなかった場合を×とした。なお、ＭｇＺｎ２相の面積率が「０％」である場合は測定不能（「－」）とした。表２に測定結果を示した。
主層におけるＭｇＺｎ２相の超格子状態は次のようにして調べた。まず、前述のＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認されたＭｇＺｎ２相が観察視野となるよう測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とした。次に、薄膜試料のＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察しサテライトスポットの有無を確認し、サテライトスポットが観察された場合、測定試料中のＭｇＺｎ２相は超格子状態であると判定した。ＢＳＥ像およびＳＥＭ－ＥＤＳマッピング像によって確認された各ＭｇＺｎ２相において当該判定作業を繰り返し、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有するＭｇＺｎ２相（超格子化ＭｇＺｎ２相）の主層全体に対する割合（面積分率）を測定し、該割合が５．０％未満である場合下線を付した。なお、表２中の「超格子化判定」は、ＴＥＭによってサテライトスポットの有無を確認した際、サテライトスポットが観察された場合を〇とし、サテライトスポットが観察されなかった場合を×とした。なお、ＭｇＺｎ２相の面積率が「０％」である場合は測定不能（「－」）とした。表２に測定結果を示した。
［端面耐食性］
ホットスタンプ成形体の端面耐食性は、次のようにして評価した。まず、ホットスタンプ成形体の試料５０×１００ｍｍを、リン酸Ｚｎ処理（ＳＤ５３５０システム：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）に従い実施し、その後、電着塗装（ＰＮ１１０パワーニクスグレー：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）を２０μｍで実施して、焼き付け温度１５０℃、２０分で焼き付けを行った。その後、シャー切断して地鉄の端面を露出させた状態で、ＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従った複合サイクル腐食試験に供した。２４０サイクル経過後の切断端面部８箇所からの最大膨れ幅を測定し、平均値を求めることで端面耐食性を以下のように評価した。ＡＡ，Ａ，Ｂを合格とした。
ＡＡ：最大膨れ幅が１ｍｍ以下
Ａ：最大膨れ幅が１ｍｍ超２ｍｍ以下
Ｂ：最大膨れ幅が２ｍｍ超４ｍｍ以下
Ｃ：最大膨れ幅が４ｍｍ超又は赤錆が発生した
ホットスタンプ成形体の端面耐食性は、次のようにして評価した。まず、ホットスタンプ成形体の試料５０×１００ｍｍを、リン酸Ｚｎ処理（ＳＤ５３５０システム：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）に従い実施し、その後、電着塗装（ＰＮ１１０パワーニクスグレー：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）を２０μｍで実施して、焼き付け温度１５０℃、２０分で焼き付けを行った。その後、シャー切断して地鉄の端面を露出させた状態で、ＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従った複合サイクル腐食試験に供した。２４０サイクル経過後の切断端面部８箇所からの最大膨れ幅を測定し、平均値を求めることで端面耐食性を以下のように評価した。ＡＡ，Ａ，Ｂを合格とした。
ＡＡ：最大膨れ幅が１ｍｍ以下
Ａ：最大膨れ幅が１ｍｍ超２ｍｍ以下
Ｂ：最大膨れ幅が２ｍｍ超４ｍｍ以下
Ｃ：最大膨れ幅が４ｍｍ超又は赤錆が発生した
［耐水素侵入性］
ホットスタンプ成形体の耐水素侵入性は、次のようにして行った。まず、ホットスタンプ成形体の試料を液体窒素中に保管し、昇温脱離法によりホットスタンプ成形体に侵入した水素の濃度を求めた。具体的には、試料をガスクロマトグラフィを備えた加熱炉中で加熱し、２５０℃までに試料から放出された水素量を測定した。測定した水素量を試料の質量で除することにより水素侵入量を求め、次のように評点付けした。ＡＡＡ、ＡＡ、Ａ及びＢの評価を合格とした。
ＡＡＡ：水素侵入量が０．１ｐｐｍ以下
ＡＡ：水素侵入量が０．１超～０．２ｐｐｍ
Ａ：水素侵入量が０．２超～０．３ｐｐｍ
Ｂ：水素侵入量が０．３超～０．５ｐｐｍ
Ｃ：水素侵入量が０．５超～０．７ｐｐｍ
Ｄ：水素侵入量が０．７ｐｐｍ以上
ホットスタンプ成形体の耐水素侵入性は、次のようにして行った。まず、ホットスタンプ成形体の試料を液体窒素中に保管し、昇温脱離法によりホットスタンプ成形体に侵入した水素の濃度を求めた。具体的には、試料をガスクロマトグラフィを備えた加熱炉中で加熱し、２５０℃までに試料から放出された水素量を測定した。測定した水素量を試料の質量で除することにより水素侵入量を求め、次のように評点付けした。ＡＡＡ、ＡＡ、Ａ及びＢの評価を合格とした。
ＡＡＡ：水素侵入量が０．１ｐｐｍ以下
ＡＡ：水素侵入量が０．１超～０．２ｐｐｍ
Ａ：水素侵入量が０．２超～０．３ｐｐｍ
Ｂ：水素侵入量が０．３超～０．５ｐｐｍ
Ｃ：水素侵入量が０．５超～０．７ｐｐｍ
Ｄ：水素侵入量が０．７ｐｐｍ以上
表１－１、表１－２及び表２に示すように、本発明の条件をすべて充足する実施例では、端面耐食性と耐水素侵入性との両方に優れていた。
一方、本発明の条件を一つ以上充足しない比較例では、端面耐食性と耐水素侵入性との少なくとも一方が劣っていた。
一方、本発明の条件を一つ以上充足しない比較例では、端面耐食性と耐水素侵入性との少なくとも一方が劣っていた。
めっき層のＡｌ量が少なかったＮｏ．１では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されず、主層の金属組織が好適ではなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層にＭｇが含まれていなかったＮｏ．２では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されず、主層の金属組織が好適ではなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
Ｎｏ．３ではめっき層のＭｇ量が少なかったため、ＭｇＺｎ２相の面積率が不十分となり、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣った。また、Ｎｏ．３では、ＭｇＺｎ２相の超格子化は図れていたものの（超格子化判定は○）、その面積率が不十分であったため、超格子化ＭｇＺｎ２相が発明範囲内である実施例に比べ耐水素侵入性が劣化した。
めっき層にＭｇが含まれていなかったＮｏ．２では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されず、主層の金属組織が好適ではなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
Ｎｏ．３ではめっき層のＭｇ量が少なかったため、ＭｇＺｎ２相の面積率が不十分となり、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣った。また、Ｎｏ．３では、ＭｇＺｎ２相の超格子化は図れていたものの（超格子化判定は○）、その面積率が不十分であったため、超格子化ＭｇＺｎ２相が発明範囲内である実施例に比べ耐水素侵入性が劣化した。
めっき層にＣａが含まれていなかったＮｏ．５では、ＭｇＺｎ２相が超格子化していなかったため、耐水素侵入性が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が少なく、Ｆｅ量が多かったＮｏ．１３では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が少なく、Ｆｅ量が多く、かつ、浴温～３３５℃の平均冷却速度が小さかったＮｏ．１４では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が多かったＮｏ．１５では、主層のＭｇＺｎ２相が超格子化していなかったため、耐水素侵入性が劣っていた。
めっき層のＭｇ量およびＳｉ量が少なかったＮｏ．１６では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が少なく、Ｆｅ量が多かったＮｏ．１３では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が少なく、Ｆｅ量が多く、かつ、浴温～３３５℃の平均冷却速度が小さかったＮｏ．１４では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が多かったＮｏ．１５では、主層のＭｇＺｎ２相が超格子化していなかったため、耐水素侵入性が劣っていた。
めっき層のＭｇ量およびＳｉ量が少なかったＮｏ．１６では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＳｉ量が多かったＮｏ．１７では、主層のＭｇＺｎ２相が超格子化していなかったため、耐水素侵入性が劣っていた。
めっき層のＭｇ量が少なく、Ｃａ量及びＦｅ量が多かったＮｏ．２０では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
ホットスタンプ工程後に低温焼き戻し処理を行わなかったＮｏ．２１では、ＭｇＺｎ２相が超格子化していなかったため、耐水素侵入性が劣っていた。
めっき層のＡｌ量が多かったＮｏ．２８では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
めっき層のＡｌ量が多かったＮｏ．２８では、主層にＭｇＺｎ２相が形成されていなかったため、端面耐食性と耐水素侵入性との両方が劣っていた。
１０ めっき層
２０ 鋼母材
１００ 主層
１２０ Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相
１４０ Ｆｅ－Ａｌ含有相
２００ 界面層
１０００ ホットスタンプ成形体
２０ 鋼母材
１００ 主層
１２０ Ｍｇ－Ｚｎ金属間化合物相
１４０ Ｆｅ－Ａｌ含有相
２００ 界面層
１０００ ホットスタンプ成形体
Claims (3)
- 鋼母材と；
前記鋼母材の表面に形成され、前記鋼母材に接しＦｅ－Ａｌ金属間化合物からなる界面層と前記界面層上に形成された主層とを有し、付着量が１５～１６０ｇ／ｍ２であるめっき層と；
を備え、
前記めっき層の化学組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．００～４５．００％、
Ｍｇ：２．５０～１５．００％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｃａ：０．０１～３．００％、
Ｆｅ：１０．００～４５．００％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｓｒ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｎ：０～１．００％、
Ｌａ：０～１．０％、及び、
Ｃｅ：０～１．０％
を含み、残部がＺｎ及び不純物であり、
前記めっき層におけるＳｂ，Ｐｂ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｒ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｌａ，Ｃｅの合計含有量が０～５．００％であり、
前記主層は、ＭｇＺｎ２相を含むＭｇ－Ｚｎ金属間化合物相とＦｅ－Ａｌ含有相との両方を有し、
前記ＭｇＺｎ２相へ［１００］入射した電子線回折像を透過型電子顕微鏡で観察したとき、メインスポットの周囲にサテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で５．０％以上である
ことを特徴とする、ホットスタンプ成形体。 - 前記めっき層の化学組成が、質量％で、Ｍｇ：５．００～１０．００％を含むことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
- 前記サテライトスポットを有する前記ＭｇＺｎ２相の割合が、面積率で１５．０～７０．０％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体。
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