JPWO2019160106A1 - Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法 - Google Patents

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    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
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Abstract

【課題】より優れた成形部耐食性及び塗装後耐食性を示す、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法を提供すること。【解決手段】本発明に係るホットスタンプ部材は、母材の片面又は両面上に位置するＦｅ−Ａｌ系めっき層を有しており、前記母材は所定の鋼成分を有しており、前記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層は、厚みが１０μｍ以上６０μｍ以下であり、かつ、表面から前記母材に向かって順に、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の４層で構成されており、前記４層のそれぞれは、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを所定の含有量で含有し、残部が不純物であるＦｅ−Ａｌ系金属間化合物からなり、Ｄ層は、更に、断面積が３μｍ２以上３０μｍ２以下であるカーケンダルボイドを、１０個／６０００μｍ２以上４０個／６０００μｍ２以下含有する。【選択図】図４

Description

本発明は、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法に関する。
近年、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）などにおいて、高強度と高成形性とを両立する鋼板が望まれている。かかる要望に対応する鋼板の１つとして、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。このＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板を製造することは可能である。しかしながら、更に高強度（例えば、１５００ＭＰａ以上）といった超高強度鋼で成形性を確保することは困難であり、かつ、成形後の形状凍結性が悪く成形品の寸法精度が劣るという問題がある。
上記のように、室温付近で成形する工法（いわゆる冷間プレス工法）に対し、最近注目を浴びている工法が、ホットスタンプ（熱間プレス、ホットプレス、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。このホットスタンプは、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域まで加熱した直後に熱間でプレス成形することによって材料の延性を確保させ、下死点保持の間に金型で急冷することで材料を焼入れて、プレス後に所望の高強度の材質を得る製造方法である。本工法によれば、成形後の形状凍結性にも優れた自動車用部材を得ることができる。
上記のようなホットスタンプは、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、加熱時に生成されるスケールの問題がある。ホットスタンプは、通常、大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、この際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成する。生成したスケールは、電着塗膜の密着性や塗装後耐食性の低下を招くため、スケールを除去する工程が必要であり、部材の生産性が低下する。
上記のスケールの問題を改善し、かつ、ホットスタンプ成形品の耐食性を高めた技術として、例えば以下の特許文献１では、ホットスタンプ用の鋼板としてＺｎ系めっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている。
しかしながら、かかる特許文献１で提案されている技術で用いられるＺｎは、融点の低い金属であるために、Ｚｎ系めっき鋼板をホットスタンプに用いると、熱間でのプレス成形時に液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）を招く場合があり、自動車部材の耐衝突特性が低下するという問題がある。
そこで、例えば以下の特許文献２〜特許文献４では、比較的融点が高く耐酸化性に優れた金属であるＡｌを用いたＡｌ系めっき鋼板により、スケールの問題を改善し、かつ、上記ＬＭＥの問題を解決する技術が提案されている。
特開平９−２０２９５３号公報 特開２００３−１８１５４９号公報 特開２００７−３１４８７４号公報 特開２００９−２６３６９２号公報
しかしながら、上記特許文献２〜特許文献４で提案されているようなＡｌ系めっき鋼板をホットスタンプに用いると、鋼板が８００℃以上の高温に晒されるために、めっきの表面まで鋼板中のＦｅが拡散する結果、Ａｌめっき層が、硬質で脆性であるＦｅ−Ａｌ系金属間化合物のＦｅ−Ａｌ系めっき層に変化する。これにより、熱間でのプレス成形時に、めっき層にクラックや粉状の剥離が生じ、成形部耐食性が低下する可能性がある。なお、ここで言うＦｅ−Ａｌ系めっき層とは、めっき中にＦｅが４０質量％以上拡散し、Ａｌの含有量が６０質量％以下であるめっき層を意味する。
ここで、上記の成形部耐食性の低下は、より具体的には、「ハット型となるようにホットスタンプした後、自動車部品として使用される前に、一般的な処理であるリン酸化成処理、電着塗装処理を施した後に腐食させると、成形部の曲げＲ部からの赤錆の発生が早くなる」という現象に起因すると考えられる。
また、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層上には、Ａｌ酸化物が形成されるため、リン酸化成処理の処理液との反応性が阻害され、電着塗装処理後の電着塗膜密着性が低下して、塗装後耐食性が低下する可能性がある。ここで、塗装後耐食性の低下は、より具体的には、「ホットスタンプ後に、リン酸化成処理、電着塗装処理を施し、カッターで疵を塗膜に付与（チッピング等による疵を模擬）した後に腐食させると、疵部からの塗膜の腐食膨れ（Ｂｌｉｓｔｅｒ）が広がり易くなる」という現象に起因すると考えられる。
このように、上記特許文献２〜特許文献４で提案されているような技術を用いた場合であっても、ホットスタンプ後の成形部耐食性及び塗装後耐食性に関して、未だ改善の余地があった。
そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、より優れた成形部耐食性及び塗装後耐食性を示す、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記のような課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、成形時にめっきにクラックや粉状の剥離がある場合であっても、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層のＡｌ、Ｆｅ組成を適切に制御することで、リン酸化成の反応性を促進し、電着塗膜の密着性を確保することで成形部耐食性を改善することを見出した。更に、電着塗膜の疵部の腐食には、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の表面側に位置する３つの層であるＡ層、Ｂ層、Ｃ層にＭｎ、Ｓｉを含有させ、かつ、かかる組成に関して、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層の間で偏差を持たせることで、疵部からの腐食による塗膜膨れの広がりを抑制出来ることを見出した。
上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］母材の片面又は両面上に位置するＦｅ−Ａｌ系めっき層を有しており、前記母材は、質量％で、Ｃ：０．１％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、前記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層は、厚みが１０μｍ以上６０μｍ以下であり、かつ、表面から前記母材に向かって順に、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の４層で構成されており、前記４層のそれぞれは、以下に示す成分を合計が１００質量％以下となるように含有し、残部が不純物であるＦｅ−Ａｌ系金属間化合物からなり、前記Ｄ層は、更に、断面積が３μｍ２以上３０μｍ２以下であるカーケンダルボイド（Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌ ｖｏｉｄ）を、１０個／６０００μｍ２以上４０個／６０００μｍ２以下含有する、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材。
Ａ層及びＣ層
Ａｌ：４０質量％以上６０質量％以下
Ｆｅ：４０質量％以上６０質量％未満
Ｓｉ：５質量％以下（０質量％を含まない。）
Ｍｎ：０．５質量％未満（０質量％を含まない。）
Ｃｒ：０．４質量％未満（０質量％を含まない。）
Ｂ層
Ａｌ：２０質量％以上４０質量％未満
Ｆｅ：５０質量％以上８０質量％未満
Ｓｉ：５質量％超１５質量％以下
Ｍｎ：０．５質量％以上１０質量％以下
Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下
Ｄ層
Ａｌ：２０質量％未満（０質量％を含まない。）
Ｆｅ：６０質量％以上１００質量％未満
Ｓｉ：５質量％以下（０質量％を含まない。）
Ｍｎ：０．５質量％以上２．０質量％以下
Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下
［２］前記Ａ層の表面に、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物からなる、厚みが０．１μｍ以上３μｍ以下の酸化物層を更に有する、［１］に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材。
［３］前記母材は、残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｖ：０．０１〜２．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜５．００％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜３．００％、Ｓｎ：０．００５〜０．３００％、Ｓｂ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の少なくとも何れかを更に含有する、［１］又は［２］に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材。
［４］質量％で、Ｃ：０．１％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなる母材成分を有する鋼のスラブを、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後に焼鈍と溶融アルミめっきを連続的に施した鋼板をブランキングした後に、ブランキング後の前記鋼板を加熱設備に投入してから取り出すまでの加熱時間を１５０秒以上６５０秒以下として、当該ブランキング後の鋼板を８５０℃以上１０５０℃以下で加熱し、直後に所望の形状に成形して、３０℃／秒以上の冷却速度で急冷するものであり、前記溶融アルミめっきに用いる溶融アルミめっき浴の組成は、Ａｌ：８０質量％以上９６質量％以下、Ｓｉ：３質量％以上１５質量％以下、Ｆｅ：１質量％以上５質量％以下を合計が１００質量％以下となるように含有し、残部は不純物からなり、前記加熱における鋼板温度Ｙ（℃）、加熱時間Ｘ（秒）について、Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘが１００秒以上３００秒以下となり、かつ、鋼板温度Ｙに対し、ＹのＸに関する一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる場合が、Ｙが６００℃以上８００℃以下の範囲内に存在するように制御する、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法。
［５］前記溶融アルミめっき浴の組成は、更に、Ｍｇ又はＣａの少なくとも何れかを、合計で０．０２質量％以上３質量％以下含有する、［４］に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法。
［６］前記スラブは、母材成分として、残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｖ：０．０１〜２．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜５．００％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜３．００％、Ｓｎ：０．００５〜０．３００％、Ｓｂ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の少なくとも何れかを更に含有する、［４］又は［５］に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法。
以上説明したように本発明によれば、より優れた成形部耐食性及び塗装後耐食性を示す、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材を得ることが可能となる。
本願の発明例のＦｅ−Ａｌ系めっき高強度ホットスタンプ鋼板のＦｅ−Ａｌ系めっきの断面観察写真であり、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層中のＡ〜Ｄ層、カーケンダルボイド及び図２、３、４のＥＤＳ分析点を示した図である。 本願の発明例のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ鋼板のめっきのＥＤＳ分析から求まるＦｅ−Ａｌ系めっきのＡｌ、Ｆｅ組成を示す図である。灰色にハッチングした領域が、本発明の範囲内を示す。 本願の発明例のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ鋼板のめっきのＥＤＳ分析から求まるＦｅ−Ａｌ系めっきのＡｌ、Ｓｉ組成を示す図である。灰色にハッチングした領域が、本発明の範囲内を示す。 本願の発明例のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ鋼板のめっきのＥＤＳ分析から求まるＦｅ−Ａｌ系めっきのＡｌ、Ｍｎ組成を示す図である。灰色にハッチングした領域が、本発明の範囲内を示す。 本願の発明例のめっき断面であり、カーケンダルボイドの個数密度の測定方法とその測定結果を示したものである。
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
＜Ｆｅ−Ａｌ系めっき高強度ホットスタンプ部材について＞
本発明の実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっき高強度ホットスタンプ部材（以下、単に「ホットスタンプ部材」とも称する。）は、母材となる鋼板の片面又は両面上に、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層を有している。本実施形態に係るホットスタンプ部材のビッカース硬度（ＪＩＳ Ｚ ２２４４、荷重９．８Ｎ）は、３００ＨＶ以上である。以下、本実施形態に係るホットスタンプ部材が備える母材及びＦｅ−Ａｌ系めっき層について、詳細に説明する。
（母材について）
まず、本実施形態に係るホットスタンプ部材における母材成分について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、成分についての％は、質量％を意味する。
ホットスタンプは、先だって説明したように、金型による熱間でのプレス成形と焼入れとを同時に行うものであることから、本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材としては、焼入性の高い成分系である必要がある。
そこで、本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材成分は、質量％で、Ｃ：０．１％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．００１％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１０％以下を含有し、残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。
［Ｃ：０．１％以上０．５％以下］
本発明は、ホットスタンプ後に、ビッカース硬度３００ＨＶ以上の高強度を有する成形された部品（ホットスタンプ部材）を提供するものであり、ホットスタンプ後に急冷してマルテンサイトを主体とする組織に変態させることが要求される。そのため、焼入性の向上という観点から、Ｃ（炭素）の含有量は、少なくとも０．１％以上であることが必要である。Ｃの含有量は、好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃの含有量が多過ぎると、鋼板の靭性及び延性の低下が顕著となるため、ホットスタンプ成形時に割れが生じる。このような靭性及び延性の低下は、Ｃの含有量が０．５％を超えると顕著となるため、Ｃの含有量は、０．５％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
［Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下］
Ｓｉ（ケイ素）は、ホットスタンプ時の加熱でめっき中に拡散し、上記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の耐食性を向上する効果がある。かかる耐食性の向上は、Ｓｉの含有量が０．０１％以上となるときに発現するため、Ｓｉの含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、更に好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉは、Ｆｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）である。そのため、連続焼鈍めっきラインにおいては、焼鈍処理中に安定なＳｉ系酸化皮膜が鋼板表面に形成されるが、過剰にＳｉを含有させると溶融Ａｌめっき処理時のめっき付着を阻害して、不めっきが生じる。そのため、不めっきの抑制という観点から、Ｓｉの含有量は２．０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、更に好ましくは１．５０％以下である。
［Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下］
Ｍｎ（マンガン）は、ホットスタンプ時の加熱でめっき中に拡散し、上記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の耐食性を向上させる効果がある。かかる耐食性の向上効果は、Ｍｎの含有量が０．３％以上となるときに発現するため、Ｍｎを含有量を０．３％以上とする。更に、Ｍｎの含有量を０．３％以上とすることで、母材の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の強度も向上させることができる。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．５％以上であり、更に好ましくは０．７％以上である。一方、過剰なＭｎの含有は、焼入れ後の部材の衝撃特性が低下する。かかる衝撃特性の低下は、Ｍｎの含有量が５．０％を超えると生じるため、Ｍｎの含有量は、５．０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．０％以下であり、更に好ましくは２．５％以下である。
［Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下］
Ｐ（リン）は、不可避的に含有される元素である一方で、固溶強化元素でもあり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができる。Ｐの含有量が０．１００％を超えると、靭性を低下させるなどの悪影響が生じるため、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。一方、Ｐの含有量の下限は特に限定するものではないが、Ｐの含有量を０．００１％未満にしようとすると、精錬限界の観点から経済的ではない。従って、Ｐの含有量は、０．００１％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
［Ｓ：０．０００１％以上０．１００％以下］
Ｓ（硫黄）は、不可避的に含有される元素であり、鋼中のＭｎと反応し、ＭｎＳとして鋼中の介在物になる。Ｓの含有量が０．１００％を超える場合には、生成したＭｎＳが破壊の起点となり、延性及び靭性を阻害して、加工性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は、０．１００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。一方、Ｓの含有量の下限は特に限定するものではないが、Ｓの含有量を０．０００１％未満にしようとすると、精錬限界の観点から経済的ではない。従って、Ｓの含有量は、０．００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、更に好ましくは０．００１％以上である。
［Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下］
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として鋼中に含有される。Ａｌは、Ｆｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）である。Ａｌの含有量が０．５０％を超える場合には、焼鈍処理中に安定なＡｌ系酸化皮膜が鋼板表面に形成され、溶融Ａｌめっきの付着性を阻害して、不めっきが生じる。従って、Ａｌの含有量は、不めっきの抑制という観点から、０．５０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．３０％以下である。一方、Ａｌの含有量の下限は特に限定するものではないが、Ａｌの含有量を０．０１％未満にしようとすると、精錬限界の観点から経済的ではない。従って、Ａｌの含有量は、０．０１％以上とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０２％以上である。
［Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下］
Ｃｒ（クロム）は、Ｍｎと同様に、鋼板の焼入れ性を向上させる効果がある。かかる焼入れ性の向上効果は、Ｃｒの含有量が０．０１％以上である場合に発現するため、Ｃｒの含有量は、０．０１％以上とする。更に、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とすることで、Ｃｒがホットスタンプ時の加熱でめっき中に拡散し、上記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の耐食性を向上させる効果を発現する。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、更に好ましくは０．１％以上である。一方、Ｃｒは、Ｆｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）である。Ｃｒの含有量が２．０％を超える場合には、焼鈍処理中に安定なＣｒ系酸化皮膜が鋼板表面に形成され、溶融Ａｌめっき処理時のめっき付着を阻害して、不めっきが生じる。従って、不めっきの抑制という観点から、Ｃｒの含有量は、２．０％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは１．００％以下である。
［Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下］
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性の観点から有用な元素であり、Ｂの含有量を０．０００２％以上とすることで、かかる焼入れ性の向上効果が発現する。従って、Ｂの含有量を０．０００２％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂを０．０１００％を超えて含有させたとしても、かかる焼入れ性の向上効果は飽和し、また、鋳造欠陥や熱間圧延時の割れを生じさせるなど、製造性を低下させる。そのため、Ｂの含有量は、０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
［Ｎ：０．００１％以上０．０１０％以下］
Ｎ（窒素）は、不可避的に含まれる元素であり、特性の安定化の観点からは、鋼中に固定することが望ましい。Ｎは、Ａｌや、選択的に含有されるＴｉ、Ｎｂ等にて固定可能であるが、Ｎの含有量が増加すると固定用に含有させる元素が多量となり、コストアップを招くことになる。そこで、Ｎの含有量は、０．０１０％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。一方、Ｎの含有量の下限は特に限定するものではないが、Ｎの含有量を０．００１％未満にしようとすると、精錬限界の観点から経済的ではない。従って、Ｎの含有量は、０．００１％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００２％以上である。
また、以下では、残部のＦｅに換えて、母材中に選択的に含有させることができる元素について、説明する。
本実施形態に係る母材は、残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｖ：０．０１〜２．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜５．００％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜３．００％、Ｓｎ：０．００５〜０．３００％、Ｓｂ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の少なくとも何れかを更に含有してもよい。
［Ｗ、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下］
Ｗ（タングステン）及びＭｏ（モリブデン）は、それぞれ焼入れ性の観点から有用な元素であり、焼入れ性を向上させるという観点から、含有させてもよい。かかる焼き入れ性の向上効果は、各元素の含有量が０．０１％以上である場合に発現する。従って、Ｗ、Ｍｏの含有量は、それぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。ただし、各元素を３．００％を超えて含有させたとしても、かかる焼入れ性の向上効果は飽和し、またコストも上昇するため、Ｗ、Ｍｏの含有量は、それぞれ３．００％以下とすることが好ましい。
［Ｖ：０．０１％以上２．００％以下］
Ｖ（バナジウム）は、焼入れ性の観点から有用な元素であり、焼入れ性を向上させるという観点から、含有させてもよい。かかる焼き入れ性の向上効果は、各元素の含有量が０．０１％以上である場合に発現する。ただし、Ｖを２．００％を超えて含有させたとしても、かかる焼入れ性の向上効果は飽和し、またコストも上昇するため、Ｖの含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。
［Ｔｉ：０．００５％以上０．５００％以下］
Ｔｉ（チタン）は、Ｎを固定するという観点から、含有させてもよい。Ｔｉを用いてＮを固定する場合には、質量％にてＮの含有量の約３．４倍の量を含有させることが求められるが、Ｎの含有量は低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、Ｔｉの含有量の下限は、例えば０．００５％とすればよい。一方、Ｔｉを過剰に含有させた場合、焼入れ性を低下させ、また強度も低下させる。かかる焼入れ性や強度の低下は、Ｔｉの含有量が０．５００％を超えた場合に顕著となるため、Ｔｉの含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。
［Ｎｂ：０．０１％以上１．００％以下］
Ｎｂ（ニオブ）は、Ｎを固定するという観点から、含有させてもよい。Ｎｂを用いてＮを固定する場合には、質量％にてＮの含有量の約６．６倍の量を含有させることが求められるが、Ｎの含有量は低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、Ｎｂの含有量の下限は、例えば０．０１％とすればよい。一方、Ｎｂを過剰に含有させた場合、焼入れ性を低下させ、また強度も低下させる。かかる焼入れ性や強度の低下は、Ｎｂの含有量が１．００％を超えた場合に顕著となるため、Ｎｂの含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。
また、母材成分として、上記の選択的元素の他に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等を含有させても、本発明の効果を阻害しない。
［Ｎｉ：０．０１〜５．００％］
Ｎｉ（ニッケル）は、焼入れ性に加え、耐衝撃特性の改善に繋がる低温靭性の観点で有用な元素であり、含有させてもよい。かかる焼入れ性及び低温靭性の向上効果は、Ｎｉの含有量が０．０１％以上である場合に発現する。従って、Ｎｉの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。ただし、５．００％を超えてＮｉを含有させても、かかる効果は飽和し、またコストも上昇するため、Ｎｉの含有量は、５．００％以下とすることが好ましい。
［Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜３．００％］
Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）は、Ｎｉと同様に、焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であり、含有させてもよい。かかる焼入れ性及び靭性の向上効果は、Ｃｕ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．０１％以上である場合に発現する。従って、Ｃｕ、Ｃｏの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。ただし、３．００％を超えてＣｕ、Ｃｏを含有させても、かかる効果は飽和し、またコストを上昇させるばかりでなく、鋳片性状の劣化や熱間圧延時の割れや疵を生じさせるため、Ｃｕ、Ｃｏの含有量は、３．００％以下とすることが好ましい。
［Ｓｎ：０．００５％〜０．３００％、Ｓｂ：０．００５％〜０．１００％］
Ｓｎ（スズ）及びＳｂ（アンチモン）は、いずれもめっきの濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であり、含有させてもよい。かかるめっきの濡れ性や密着性の向上効果は、各元素の含有量が０．００５％以上である場合に発現する。従って、Ｓｎ、Ｓｂの含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。ただし、Ｓｎを０．３００％を超えて含有させた場合や、Ｓｂを０．１００％を超えて含有させた場合には、製造時の疵が発生しやすくなったり、また靭性の低下を引き起こしたりする。そのため、Ｓｎの含有量は０．３００％以下であり、Ｓｂの含有量は０．１００％以下であることが好ましい。
[Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％]
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類元素）は、それぞれ０．０００１％以上の含有量となることで、介在物の微細化に効果がある。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１％以上であることが好ましい。一方、各元素の含有量が０．０１％を超える場合には、上記の効果が飽和する。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０１％以下であることが好ましい。
本実施形態において、母材のその他の成分については特に規定するものではない。例えば、Ａｓ（ヒ素）等の元素がスクラップから混入する場合があるが、通常の範囲であれば母材の特性には影響しない。
（Ｆｅ−Ａｌ系めっき層について）
次に、本発明において最も重要な、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層について、詳細に説明する。
本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっき層の厚みは、１０μｍ以上６０μｍ以下である。Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の厚みが１０μｍ未満である場合には、成形部耐食性及び塗装後耐食性が低下する。一方、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の厚みが６０μｍを超える場合には、めっき層が厚いためにホットスタンプ成形時にめっきが金型から受けるせん断力や圧縮変形時の応力が大きくなり、めっき層が剥離して、成形部耐食性及び塗装後耐食性が低下する。Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の厚みは、好ましくは１５μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。また、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の厚みは、好ましくは５５μｍ以下であり、より好ましくは５０μｍ以下である。
ここで言う「Ｆｅ−Ａｌ系めっき層」とは、Ｆｅ−Ａｌ系の金属間化合物と不可避的に含有される不純物とからなるめっき層を意味する。具体的なＦｅ−Ａｌ系の金属間化合物としては、例えば、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ（規則ＢＣＣとも呼ばれる。）、α−Ｆｅ（不規則ＢＣＣとも呼ばれる。）及びＡｌ固溶α−Ｆｅや、これら組成にＳｉが固溶したもの、更には、詳細な化学量論組成は特定出来ない場合があるがＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉの３元合金組成等（１２種類のτ１〜τ１２が特定されており、特にτ５は、α相とも呼ばれ、τ６は、β相とも呼ばれる。）を挙げることができる。Ｆｅ−Ａｌ系めっき層に含まれる不可避的不純物としては、例えば、溶融めっき時の溶融めっき設備として一般に使用されるステンレス、セラミック、及びこれら素材への溶射皮膜などの成分が挙げられる。ただし、Ａｌめっき浴にＺｎを含有させる場合、上述したホットスタンプ時のＬＭＥ抑制の理由から、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層に含有されるＺｎは、１０質量％以下であることが好ましく、３質量％以下であることがより好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ部材において、上記のようなＦｅ−Ａｌ系めっき層は、表面から母材に向かって順に、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の４層で構成される。Ｄ層の更に下層は、母材である。これら４層は、めっきを断面研磨してエッチングを実施せずに、断面から走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察し、１０００倍の組成像（反射電子線像とも呼ばれる。）で撮影した後のコントラストが４種類に分かれることから、特定して区別することができる。本発明に係るＦｅ−Ａｌ系めっき層の断面の観察結果を、一例として図１に示す。
図１において、まず、母材には、マルテンサイト組織が形成されている。本図ではエッチングされていないため、マルテンサイト組織であることは明確では無いが、ビッカース硬度（荷重９．８Ｎ）を測定すると、マルテンサイト組織を示唆するようなＨＶ４００以上の高硬度であった。次いで、母材と隣接している薄い灰色のコントラストの層が、Ｄ層である。そして、Ｄ層よりも表面側に形成され、かつ、Ｄ層に隣接した層であり、濃い灰色のコントラストを有している層が、Ｃ層である。また、Ｃ層と隣接した表面側の薄い灰色のコントラストの層がＢ層であり、Ｂ層に隣接した最も表面側にある濃い灰色の層が、Ａ層である。なお、他の観察例として、Ｂ層が断続的となり、Ａ層とＣ層とが区別出来ない場合があるが、かかる場合についても本発明の範囲内であり、成形部耐食性及び塗装後耐食性の上では影響は無い。なお、コントラストの濃淡は一例であり、４層として区別されていれば、本願の範囲の４層構造である。
Ｆｅ−Ａｌめっき層を構成するＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の各層の組成の特定方法としては、例えば以下の方法を挙げることができる。すなわち、めっきを断面研磨しエッチングを実施せず、断面から電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で１０００倍で組成像として観察し、元素分析する。前述した方法でＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層を特定し区別した後、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層をそれぞれ組成分析し、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの合計含有量を１００％とした定量分析結果より求めることが出来る。各層では、組成分析を２点以上で実施し、得られた分析値の平均値をもって当該層の組成とする。
Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の各層の組成は、それぞれ下記の通りである。なお、以下の組成の％は、質量％であり、各層は、以下に示す成分を合計が１００質量％以下となるように含有し、残部が不純物となっている。
Ａ層及びＣ層
Ａｌ：４０質量％以上６０質量％以下
Ｆｅ：４０質量％以上６０質量％未満
Ｓｉ：５質量％以下（０質量％を含まない。）
Ｍｎ：０．５質量％未満（０質量％を含まない。）
Ｃｒ：０．４質量％未満（０質量％を含まない。）
Ｂ層
Ａｌ：２０質量％以上４０質量％未満
Ｆｅ：５０質量％以上８０質量％未満
Ｓｉ：５質量％超１５質量％以下
Ｍｎ：０．５質量％以上１０質量％以下
Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下
Ｄ層
Ａｌ：２０質量％未満（０質量％を含まない）
Ｆｅ：６０質量％以上１００質量％未満
Ｓｉ：５質量％以下（０質量％を含まない。）
Ｍｎ：０．５質量％以上２質量％以下
Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下
上記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の１つ目の役割は、成形部耐食性に関する可能性を改善することにある。前述したとおり、Ａｌ系めっき鋼板をホットスタンプに用いると、８００℃以上の高温に晒されるために、めっきの表面までＦｅが拡散して、めっき層は硬質かつ脆性であるＦｅ−Ａｌ系金属間化合物からなるＦｅ−Ａｌ系めっき層に変化する。その結果、熱間でのプレス成形時に、めっきにクラックや粉状の剥離を生じ、成形部耐食性が低下する。成形部耐食性に関する可能性とは、より具体的には、ハット型にホットスタンプ後に、リン酸化成処理及び電着塗装処理を施した後に腐食させると、成形部の曲げＲ部からの赤錆の発生が早くなるという可能性である。
本願発明者らは、上記可能性について鋭意検討した結果、成形部の曲げＲ部からの赤錆は、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の成形で生じたクラックを起点とした錆が原因であることを見出した。また、本願発明者らは、かかる錆の発生の抑制には、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層のＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層いずれの組成についても、Ａｌ：６０質量％以下、かつ、Ｆｅ：４０質量％以上とし、更に、ＳｉとＭｎとＣｒとを含むことが重要であることを見出した。
かかる組成とすることで、クラックを起点とした錆の発生を抑制可能である理由は、未だ明確ではないが、以下のように推定している。すなわち、上記のようなＦｅ−Ａｌ系めっき層の組成とすることで、リン酸化成処理の反応性が飛躍的に向上する結果、リン酸化成結晶の緻密な皮膜が形成され、形成された緻密な皮膜が腐食に対するバリア層として作用し、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層への錆の発生が抑制されたと推定している。
なお、一般に、ホットスタンプ加熱されたＦｅ−Ａｌ系めっき層の表面には、加熱によって生じた不活性なアルミ酸化膜が形成されるため、リン酸化成結晶は形成され難い。しかしながら、成形時の曲げＲ部では、めっきにクラックが生じ、かつ、かかるクラックはホットスタンプの加熱後に形成されるため、アルミ酸化膜が少なくリン酸化成結晶が比較的形成され易い。その結果、本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっき層の組成に制御されることで、飛躍的にリン酸化成処理の反応性が向上し、これにより、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層のクラックの腐食が抑制され、成形部耐食性が向上したと考えられる。
従って、上記のようなＦｅ−Ａｌ系めっき組成のクラックでは、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層に、リン酸化成結晶が良好に形成されることとなる。なお、リン酸化成結晶とは、自動車部品で一般的なリン酸化成処理によって形成される結晶であり、化成処理後の電着塗装の密着性を向上し、その結果塗装後耐食性も向上させる結晶である。錆は、表面から進行するが、上記のように、成形部耐食性の観点では、Ａｌ−Ｆｅ系めっき層に生じるクラックを起点とした錆であるため、最表面のＡ層以外のＢ層、Ｃ層、Ｄ層についても、上記組成に制御することが特に重要である。
Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の組成は、上記のように、Ａｌ：６０質量％以下、Ｆｅ：４０質量％以上とし、更に、ＳｉとＭｎとＣｒとを含むことで、リン酸化成の反応性が促進される。この原因は未だ明らかではないが、Ａｌを６０質量％以下に抑制し、かつ、Ｆｅを４０質量％以上に増加させることで、（１）ホットスタンプ時に形成されるＡｌ酸化物を不安定化させ、一般に酸性であるリン酸化成処理時に表面がエッチングされ易くなること、（２）更には、めっき中のＳｉとＭｎとＣｒとがリン酸化成結晶の結晶核として作用して、緻密なリン酸化成結晶の皮膜を形成すること、がそれぞれ影響したと推察している。
上記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の２つ目の役割は、塗装後耐食性に関する可能性を改善することにある。前述した通り、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層上にはＡｌ酸化物が形成されるため、リン酸化成処理の処理液との反応性が阻害され、電着塗装処理後の電着塗膜密着性が低下し、塗装後耐食性が低下する可能性がある。塗装後耐食性に関する可能性とは、より具体的には、ホットスタンプ後に、リン酸化成処理及び電着塗装処理を施し、カッターで疵を塗膜に付与（チッピング等による疵を模擬している。）した後に腐食させると、疵部からの塗膜の腐食膨れ（Ｂｌｉｓｔｅｒ）が広がり易くなるという可能性である。
本願発明者らは、上記可能性について鋭意検討した結果、疵部からの塗膜の腐食膨れの広がりは、リン酸化性成処理の反応性の低下とＦｅ−Ａｌ系めっき層の腐食とが原因であることを見出した。また、本願発明者らは、かかる原因の抑制には、成形部耐食性に関する可能性と同様に、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の組成を、Ａｌ：６０質量％以下、Ｆｅ：４０質量％以上とし、かつ、ＳｉとＭｎとＣｒとを含有させることでリン酸化成処理の反応性を向上させることに加え、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の組成を上記のような組成に制御することでＦｅ−Ａｌ系めっき層の腐食を抑制することが重用であることを見出した。
ここで言うＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の組成とは、具体的には前述したとおりである。Ａ層及びＣ層の組成は、質量％で、Ａｌ：４０％以上６０％以下、Ｆｅ：４０％以上６０％未満、Ｓｉ：５％以下（０％を含まない。）、Ｍｎ：０．５％未満（０％を含まない。）、Ｃｒ：０．４質量％未満（０質量％を含まない。）である。Ｂ層の組成は、質量％で、Ａｌ：２０％以上４０％未満、Ｆｅ：５０％以上８０％未満、Ｓｉ：５％超１５％以下、Ｍｎ：０．５％以上１０％以下、Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下である。Ｄ層の組成は、質量％で、Ａｌ：２０％未満（０％を含まない。）、Ｆｅ：６０％以上１００％未満、Ｓｉ：５％以下（０％を含まない。）、Ｍｎ：０．５％以上２％以下、Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下である。
上記のようなＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の組成とすることで、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の腐食が抑制される理由は、未だ明確ではないが、以下のように推定している。すなわち、Ｄ層よりも表面側にあるＡ層及びＣ層は、比較的最初に腐食しており、更には、Ａ層とＣ層の腐食生成物は、その後の腐食の進行に対するバリア層として作用し、疵部の塗膜の腐食膨れを抑制すると推定している。特に、Ａｌを十分に含有させ、かつ、過度のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎの含有を抑制することが、最も腐食の進行を抑制するバリア層として作用すると考えられる。そのような具体的な組成として、上述したようなリン酸化成の反応性も同時に満足することを考慮し、Ａ層及びＣ層の組成を、質量％で、Ａｌ：４０％以上６０％以下、Ｆｅ：４０％以上６０％未満、Ｓｉ：５％以下（０％を含まない。）、Ｍｎ：０．５％未満（０％を含まない。）、Ｃｒ：０．４質量％未満（０質量％を含まない。）とした。
一方、上記のようなＡ層及びＣ層の腐食に対し、Ａｌの含有量が少ないＢ層及びＤ層は、電気化学的には貴となり、Ａ層及びＣ層と比べて腐食しにくい。また、Ｂ層及びＤ層は、最表面に位置するものではないが、成形クラック部においては、めっきに亀裂が生じる結果、Ｂ層及びＤ層も露出する可能性がある。そのため、リン酸化成処理性は、耐食性上重要であり、かかるリン酸化成結晶の形成しやすさから、Ｆｅ、Ｓｉ及びＭｎを十分に含有させることが重要であることがわかった。
そのような具体的な組成として、上述したようなリン酸化成の反応性も同時に満足することを考慮し、Ｄ層の組成は、質量％で、Ａｌ：２０％未満（０％を含まない。）、Ｆｅ：６０％以上１００％未満、Ｓｉ：５％以下（０％を含まない。）、Ｍｎ：０．５％以上２％以下、Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下である。また、Ｂ層は、Ａ層とＣ層とに挟まれるため、Ａ層及びＣ層に近いＡｌ、Ｆｅの組成とし、更にＳｉ及びＭｎを含有させることで、ＳｉとＭｎの酸化物による保護作用によりＢ層の腐食を抑制させる。その具体的な組成としては、前述したリン酸化成の反応性も同時に満足することを考慮し、Ｂ層の組成は、質量％で、Ａｌ：２０％以上４０％未満、Ｆｅ：５０％以上８０％未満、Ｓｉ：５％超１５％以下、Ｍｎ：０．５％以上１０％以下、Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下である。
以上述べた通り、（１）成形部耐食性を向上させるために、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層のクラックの化成処理性を改善させること、（２）塗装後耐食性を向上させるために、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層において、比較的腐食しにくいＢ層及びＤ層と、腐食しやすいが、生成した腐食生成物によって耐食性向上が期待されるＡ層及びＣ層を設けること、により、本実施形態に係る技術は完成された。
［カーケンダルボイドの個数密度について］
また、上記Ｄ層には、面積（断面積）が３μｍ２以上３０μｍ２以下であるカーケンダルボイド（Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌ ｖｏｉｄ）が、個数密度として１０個／６０００μｍ２以上４０個／６０００μｍ２以下含まれる。これにより、成形部耐食性がより確実に向上する。Ｄ層中にカーケンダルボイドが存在することで、ホットスタンプの成形時にめっきに掛かる応力集中が緩和されてめっきの剥離が抑制される結果、成形部耐食性が向上する。かかる効果は、カーケンダルボイドの個数密度が１０個／６０００μｍ２未満である場合には、得ることができない。一方、カーケンダルボイドの個数密度が４０個／６０００μｍ２を超える場合には、むしろホットスタンプの成形時のめっき剥離の起点となってしまう。
なお、カーケンダルボイドの個数密度は、以下のように制御される。すなわち、カーケンダルボイドの形成は、ＡｌとＦｅの拡散を原因とするため、ホットスタンプ時の鋼板の最高到達板温と加熱時間の増加によって、カーケンダルボイドの個数密度は増加する。また、めっき中へのＦｅの拡散による合金化反応が発生するホットスタンプ時の昇温中に、その昇温速度の経時変化における勾配である後述するｄＹ／ｄＸが０となることで、カーケンダルボイドの個数密度を所望の値に制御できる。
ここで言う、上記のカーケンダルボイドの面積（断面積）の特定方法としては、前述した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた方法により、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の４層を特定してそれぞれ区別する。その後、同じ視野を、倍率１０００倍の組成像（反射電子線像と呼ばれる。）で撮影し、得られた組成像において、Ｄ層の内部に存在する黒いコントラストの部分を、カーケンダルボイドとして特定することができる。カーケンダルボイドは、めっきの空孔のため凹んでおり、反射電子線が立体障害のために凹部からは検出され難いため、組成像において、コントラストとしては黒く観察される。このとき、黒く観察された粒を楕円で囲んだ際の最も長い径と短い径とを測定し、得られた長い径と短い径の平均値の半分を半径ｒとして取り扱い、πｒ２で与えられる値をカーケンダルボイドの面積（断面積）の大きさとする。カーケンダルボイドは、多くは円形又は楕円形であるが、場合によっては、複数のカーケンダルボイド同士が成長過程で接し、不定形となる場合がある。その場合の長径と短径の定義としては、不定形のカーケンダルボイドと外接する、最小の外接円の直径を長径とし、不定形のカーケンダルボイドと内接する、最大の内接円の直径を短径とする。
また、１０００倍の観察視野において、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層を厚み６０μｍ×長さ１００μｍの長方形で囲い、かかる領域の内部に含まれるＤ層内のカーケンダルボイドの個数を数えた結果を、カーケンダルボイドの個数密度（個数／６０００μｍ２）とする。以下に示す実施例において、Ｄ層に含まれるカーケンダルボイドの個数密度を求めた一例を、図５に示す。
［酸化物層について］
また、上記のＡ層の表面に、更に、選択的にＭｇ及び／又はＣａの酸化物からなる酸化物層を、厚み０．１μｍ以上３μｍで有することが、成形部耐食性と塗装後耐食性の向上の点でより好ましい。Ａ層の表面に、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物からなる酸化物層が形成されることで、ホットスタンプ成形時の潤滑性が向上し、めっきの損傷が抑制されることに加え、化成皮膜の形成が促進されるために、成形部耐食性と塗装後耐食性が向上する。酸化物層の厚みが０．１μｍ未満である場合には、上記のような効果は得られず、酸化物層の厚みが３μｍを超える場合には、酸化物層の密着性が低下して、後に形成される電着塗膜の剥離を招く。
ここで言う、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物からなる酸化物層は、Ａ層とは区別されるものであり、ＭｇとＣａを合計で１０質量％以上含有する層である。なお、Ａ層では、ＭｇとＣａの含有量は、合計で１０質量％未満である。Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物からなる酸化物層の厚み及び組成の特定方法としては、前述したものと同様、めっきを断面研磨した後にエッチングを実施せずに、得られた断面をＥＰＭＡで観察し、表面と垂直に、線上に連続的に元素分析し、Ｍｇ及び／又はＣａが合計で１０質量％以上にある厚みから求める方法が挙げられる。
［ホットスタンプ部材が備えうるその他の皮膜層について］
本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材に関し、母材及びＦｅ−Ａｌ系めっき層については、以上述べた通りであるが、ホットスタンプ部材は、自動車部品として使用される際には、後に、溶接、化成処理、電着塗装等の各種の処理を経て、最終製品となる。
化成処理は、通常、リン酸化成処理（リンと亜鉛が主成分となる化成処理）、又は、ジルコニウム系化成処理（ジルコニウムが主成分となる化成処理）が施され、本実施形態に係るホットスタンプ部材の表面に、更に、これらの化成処理に伴う化成処理皮膜が形成される。また、電着塗装としては、通常、カチオン電着塗装（Ｃが主成分となる。）が、膜厚１〜５０μｍ程度に施されることが多く、電着塗装の後に、中塗り、上塗り等の塗装が施されることもある。これら処理によって形成される皮膜層と、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層のＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層とは、主成分の差異から容易に特定して区別することが可能であり、Ｆｅを４０質量％以上含む層を、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層とする。
以上、本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材について、詳細に説明した。
＜Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法について＞
次に、本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法について、述べる。
本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法では、先だって述べたような化学組成を満足するように、製鋼工程で化学成分を調整した後、連続鋳造することでスラブ（母材）を製造し、その後、得られたスラブ（母材）に対し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行って冷延鋼板とし、得られた冷延鋼板に対し、溶融めっきラインにて再結晶焼鈍、溶融アルミめっき処理を連続的に行うことでＡｌ系めっき鋼板とし、得られたＡｌめっき鋼板をブランキングした後に、ホットスタンプ設備で連続的に加熱、成形、急冷することで、本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材を製造する。以下、本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法について、詳細に説明する。
（Ａｌめっき鋼板の製造について）
本実施形態において、Ａｌめっき鋼板を得るまでの工程に関し、熱間圧延については、特に限定されるものではない。例えば、１３００℃以下の加熱温度（例えば、１０００〜１３００℃の範囲内）で熱間圧延を開始し、９００℃前後（例えば、８５０〜９５０℃の範囲内）で熱間圧延を完了させ、圧延率は、６０〜９０％の範囲内とすればよい。
上記のような熱間圧延後の鋼板の巻取り温度についても、特に限定されるものではなく、例えば、７００℃以上８５０℃以下の範囲内とすればよい。
また、熱間圧延後の鋼板の酸洗の条件は、特に限定されるものではなく、例えば、塩酸酸洗又は硫酸酸洗とすればよい。
更に、上記のような酸洗後に実施される冷間圧延の条件についても、特に限定されるものではなく、例えば、圧延率は３０〜９０％の範囲内で適宜選択することができる。
上記のような工程により冷延鋼板を得た後は、得られた冷延鋼板を、溶融めっきラインにて、連続的に再結晶焼鈍、溶融アルミめっき処理して、Ａｌめっき鋼板とする。本実施形態において、溶融アルミめっきは、溶融アルミめっき浴に浸漬し、ワイピング処理にてアルミめっき付着量を制御することで施される。溶融アルミめっき浴の組成は、質量％で、Ａｌ：８０％以上９６％以下、Ｓｉ：３％以上１５％以下、Ｆｅ：１％以上５％以下を合計が１００質量％以下となるように含有し、残部は、不純物である。
Ａｌは、ホットスタンプの加熱時の耐酸化性及び耐食性向上のために必要な元素であり、Ａｌの含有量が８０質量％未満である場合には、めっきの耐食性に劣り、Ａｌの含有量が９６質量％を超える場合には、ホットスタンプの成形時にめっきが剥離しやすくなり、耐食性が劣る。溶融アルミめっき浴におけるＡｌの含有量は、好ましくは８２質量％以上である。また、溶融アルミめっき浴におけるＡｌの含有量は、好ましくは９４質量％以下である。
Ｓｉは、ホットスタンプ後のＦｅ−Ａｌ系めっきの耐食性を向上するために必要な元素であり、Ｓｉの含有量が３質量％未満である場合には、めっきの耐食性に劣り、Ｓｉの含有量が１５質量％を超える場合には、溶融めっき処理後に不めっきが生じる。溶融アルミめっき浴におけるＳｉの含有量は、好ましくは５質量％以上である。また、溶融アルミめっき浴におけるＳｉの含有量は、好ましくは１２質量％以下である。
溶融アルミめっき浴中のＦｅは、鋼板を浸漬した際のＦｅの溶出によって不可避的に含まれるが、Ｆｅ−Ａｌ系めっきのＦｅの含有を促進させるために必要な元素である。Ｆｅの含有量が１質量％未満である場合には、めっきの耐食性に劣り、Ｆｅの含有量が５質量％を超える場合には、溶融アルミめっき浴中にドロスが多量に形成することとなって、プレス成形時に押疵となり外観品位を損ねる。溶融アルミめっき浴におけるＦｅの含有量は、好ましくは２質量％以上である。また、溶融アルミめっき浴におけるＦｅの含有量は、好ましくは４質量％以下である。
また、溶融アルミめっき浴に対し、Ｍｇ及び／又はＣａを、合計で０．０２質量％以上３質量％以下含有させることは、Ｆｅ−Ａｌ系めっきの耐食性を向上させる観点から好ましい。Ｍｇ及びＣａの合計含有量が０．０２質量％未満である場合には、耐食性の向上効果は得られない。一方、Ｍｇ及びＣａの合計含有量が３質量％を超える場合には、生成する過剰な酸化物により、溶融めっき処理時に不めっきの問題が生じる。溶融アルミめっき浴におけるＭｇ及びＣａの合計含有量は、好ましくは、０．０５質量％以上２質量％以下である。溶融アルミめっき浴におけるＭｇ及びＣａの合計含有量は、より好ましくは０．１質量％以上である。また、溶融アルミめっき浴におけるＭｇ及びＣａの合計含有量は、より好ましくは１質量％以下である。
溶融アルミめっき浴に対し、Ｍｇ及び／又はＣａを、合計で０．０２質量％以上３質量％以下含有させることで、ホットスタンプ前のめっき層に、Ｍｇ及び／又はＣａを、合計で０．０２質量％以上３質量％以下含有させることが可能となる。Ｍｇ及びＣａは非常に酸化しやすい元素であるため、ホットスタンプ後には、Ｍｇ及び／又はＣａは、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層のＡ層の表面で酸化膜を形成し、Ｆｅ−Ａｌ系めっき中には殆ど残存しない。また、このようにして形成された酸化膜が、先だって述べたＭｇ及び／又はＣａの酸化物からなる酸化物層となる。
なお、ホットスタンプ後に形成される酸化膜の膜厚は、以下のようにして制御することができる。すなわち、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化膜は、溶融めっき浴中に含有されるＭｇ及び／又はＣａが、ホットスタンプ時の加熱によってめっき表面に拡散して酸化されることで形成される。そのため、めっき浴中のＭｇ、Ｃａの含有量を増加させることで、ホットスタンプ後の酸化膜の膜厚を増加させることができる。また、ホットスタンプ時の加熱時間が長いほど、最高到達板温が高いほど、ホットスタンプ後の酸化膜の膜厚を増加することができるが、溶融めっき浴中のＭｇ、Ｃａの含有量に応じて、その増加代は飽和する傾向がある。
また、上記のワイピング処理の条件は、特に限定されるものではないが、アルミめっきの付着量を片面当たり３０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下に制御して、アルミ系めっき層を形成させることが好ましい。アルミめっきの付着量が片面当たり３０ｇ／ｍ２未満である場合には、ホットスタンプ後の耐食性が不足することがある。一方、アルミめっきの付着量が片面当たり１２０ｇ／ｍ２を超える場合には、ホットスタンプの成形時にめっきが剥離する問題が生じることがある。片面当たりのアルミめっきの付着量は、より好ましくは４０ｇ／ｍ２以上である。また、片面当たりのアルミめっきの付着量は、より好ましくは１００ｇ／ｍ２以下である。
上記のアルミめっきの付着量の特定方法としては、例えば、水酸化ナトリウム−ヘキサメチレンテトラミン・塩酸はく離重量法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ Ｇ ３３１４：２０１１に記載のとおり、所定の面積Ｓ（ｍ２）（例えば５０ｍｍ×５０ｍｍ）の試験片を準備し、重量ｗ１（ｇ）を測定しておく。その後、水酸化ナトリウム水溶液、ヘキサメチレンテトラミインを添加した塩酸水溶液に順次、発泡が収まるまで浸漬した後、直ちに水洗し、再び重量ｗ２（ｇ）を測定する。この時、試験片両面でのアルミめっきの付着量（ｇ／ｍ２）は、（ｗ１−ｗ２）／Ｓより求めることができる。
（ホットスタンプ部材の製造について）
上述したようにして得られた、アルミめっきが付着した鋼板（Ａｌめっき鋼板）は、ブランキングした後にホットスタンプ設備で連続的に加熱、成形、急冷される。これにより、加熱時に、Ｆｅがアルミめっきの表面まで拡散し、Ｆｅ−Ａｌ系めっき高強度ホットスタンプ部材が製造される。ここで、加熱方式については、特に限定されるものではなく、輻射熱を用いた炉加熱や、近赤外線方式や、遠赤外線方式や、誘導加熱もしくは通電加熱の加熱方式等を使用することが可能である。
ここで、本実施形態に係るホットスタンプ部材を製造する際に、ブランキング後のＡｌめっき鋼板を上記のような加熱炉等の加熱設備に投入してから取り出すまでの時間を、加熱時間と称することとする。なお、かかる加熱時間には、Ａｌめっき鋼板を加熱設備から取り出した以降の搬送時間や、下記で説明するような熱間成形時間は含まないものとする。本実施形態では、かかる加熱時間を、１５０秒以上６５０秒以下となるように制御する。ブランキング後のＡｌめっき鋼板を加熱設備に投入してから取り出すまでの加熱時間が１５０秒未満である場合には、Ａｌめっき中へのＦｅの拡散が不十分となって軟質なＡｌが残存し、成形品耐食性や塗装後耐食性に劣るため、好ましくない。一方、かかる加熱時間が６５０秒を超える場合には、過剰にＡｌめっき中にＦｅの拡散が進み、４層構造が保てなくなることに加え、Ｆｅに起因した腐食が顕著となるため、好ましくない。ブランキング後のＡｌめっき鋼板を加熱設備に投入してから取り出すまでの加熱時間は、好ましくは２００秒以上であり、更に好ましくは２５０秒以上である。また、ブランキング後のＡｌめっき鋼板を加熱設備に投入してから取り出すまでの加熱時間は、好ましくは６００秒以下であり、更に好ましくは５５０秒以下である。
また、上記の加熱工程において、Ａｌめっき鋼板の最高到達板温を、８５０℃以上１０５０℃以下とする。最高到達板温を８５０℃以上とする理由は、鋼板のＡｃ１点以上まで加熱することで、その後の金型での急冷時にマルテンサイト変態させ、母材を高強度化させると共に、めっき表面まで十分にＦｅを拡散させてＡｌめっき層の合金化を進行させるためである。Ａｌめっき鋼板の最高到達板温は、より好ましくは９１０℃以上である。一方、最高到達板温が１０５０℃を超えると、Ｆｅ−Ａｌ系めっきに過剰にＦｅが拡散してしまい、塗装後耐食性や成形部耐食性に劣る。Ａｌめっき鋼板の最高到達板温は、より好ましくは９８０℃以下である。
次いで、加熱された状態にあるＡｌめっき鋼板を、上下一対の成形金型間で、所定形状にホットスタンプ成形する。成形後にプレス下死点で数秒間の静止保持をすることで、成形金型との接触冷却により鋼板を急冷して焼き入れを行って、本実施形態に係るホットスタンプ成形された高強度部材を得ることができる。急冷時の平均冷却速度を３０℃／秒以上とすることで、マルテンサイト変態を十分に進行させて、母材の高強度化を達成させる。このような急冷による焼き入れにより、本実施形態では、前述したとおり、母材のビッカース硬度（荷重９．８Ｎ）は、３００ＨＶ以上となる。なお、急冷時の平均冷却速度の上限は、特に制限するものではなく、速ければ速いほどよいが、実質的に１０００℃／秒程度が上限となる。ここで、かかる平均冷却速度（℃／ｓ）は、例えば、熱電対又は放射温度計を用いて、鋼板温度が８００℃から２００℃以下に急冷されるまでに要する時間ｔ０（秒）を計測し、得られた時間ｔ０（秒）より、（８００−２００）／ｔ０として求めることができる。
ここで、加熱における鋼板温度Ｙ（℃）、及び、加熱時間Ｘ（秒）について、鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘが１００秒以上３００秒以下となるように制御する。鋼板の加熱時間Ｘと鋼板温度Ｙを上記の範囲内にすることで、めっき中へのＦｅの拡散が制御され、Ａｌめっき鋼板は、前述の成形部耐食性と塗装後耐食性に優れたホットスタンプ部材へと変化する。上記鋼板温度Ｙが６００℃未満である場合、又は、８００℃を超える場合には、成形部耐食性と塗装後耐食性は低下する。また、加熱時間Ｘが１００秒未満である場合、又は、３００秒を超える場合についても、成形部耐食性と塗装後耐食性は低下する。ホットスタンプ時の加熱について、鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘは、好ましくは１２０秒以上であり、更に好ましくは１５０秒以上である。また、鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘは、好ましくは２８０秒以下であり、更に好ましくは２５０秒以下である。
また、加熱における鋼板温度Ｙに関し、鋼板温度Ｙの加熱時間Ｘに関する一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる場合が、鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下の範囲内に存在するように制御する。一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）がゼロとなる場合、鋼板温度Ｙの時間推移に際して極値が存在することとなり、めっき中へのＦｅの拡散に重要な６００℃以上８００℃以下の温度範囲に存在する時間が長くなると共に、Ｆｅの拡散状態をより確実に制御することが出来る。ここで、「より確実な制御」の意味合いについて、単に６００℃以上８００℃以下にある時間だけが重要なのではない。Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等の元素の拡散によるめっきの相構造の変化、ひいてはＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の化学組成は、時々刻々と変化していく。そのため、その相構造や組成を制御するためには、一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）がゼロとなる状態を実現することが最も重要なのである。これにより、先だって説明したような、Ｂ層及びＤ層におけるＭｎの濃化及びＣｒの濃化が、より確実に実現される。一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）がゼロとなる場合が、鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下の範囲内に存在することで、上記の効果が得られる。
ここで、以上説明したような熱処理条件に則して熱処理を行うことで、先だって説明したようなＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の組成が実現される機構については、不明な点もあるが、以下で説明するような現象が生じているものと推察される。すなわち、上記のような熱処理条件に則して熱処理が施されることで、Ｆｅに加えて、鋼板に由来するＭｎ及びＣｒがめっき層中に拡散していく。鋼板に由来するＭｎ及びＣｒは、熱処理中において一旦めっき層の表面まで拡散した後、上記Ａ層〜Ｄ層が形成されていく。ここで、Ａ層及びＣ層が形成されていく過程で、Ａ層及びＣ層には含有され難い元素であるＭｎ及びＣｒは、形成されつつあるＡ層及びＣ層から層外に排出されていき、形成されつつあるＢ層及びＤ層に濃化していく。従い、Ｂ層及びＤ層に含まれるＭｎ及びＣｒの含有量は、鋼板中に含まれるＭｎ及びＣｒの含有量よりも多くなる場合が生じうる。以上の拡散現象が６００〜８００℃の間に生じることから、元素の拡散を制御するためには、６００〜８００℃における材料の加熱時間に加え一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）を制御する必要がある。最終的には、加熱の終了したＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の段階では、以上説明したようなＡ層〜Ｄ層の組成が実現されるものと推察される。
鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下の範囲内において、一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる回数は、特に限定されるものではない。例えば、７００℃で温度を一定に保持すれば、一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる回数は、１回である。また、他の例として、９００℃の炉で加熱し、昇温の途中で７００℃に到達した後に直ちに６００℃の加熱炉に移動し、板温が６００℃になるまで保持した後、更に９００℃の炉で加熱する様な方法を採れば、一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる回数は、２回である。一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる回数は、１回以上であれば特段限定されるものではないが、製造設備が複雑になり高コストになるという理由から、３回以下であることが好ましい。
なお、加熱における鋼板温度Ｙは、３００ｍｍ×３００ｍｍの鋼板に対しＫ型熱伝対をスポット溶接し、加熱中の鋼板温度を測定することで求まる。このときの鋼板温度は、０．１秒の時間間隔でサンプリングし、デジタル化する。鋼板温度Ｙの一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）は、０．１秒の間隔で鋼板温度を計測し、ある時点の鋼板温度をＹ１、その０．１秒後の鋼板温度をＹ２とした場合、（Ｙ２−Ｙ１）／０．１より求めることができる。
（ホットスタンプ後の後処理について）
ホットスタンプ部材は、溶接、化成処理、電着塗装等の後処理を経て、最終部品となる。化成処理としては、通常、リン酸亜鉛系皮膜、又は、ジルコニウム系皮膜が付与される。また、電着塗装としては、通常、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は、５〜５０μｍ程度である。電着塗装の後に、外観品位や耐食性向上のために、中塗り、上塗り等の塗装が更に施されることもある。
以上、本実施形態に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法について、詳細に説明した。
以下、実施例を用いて、本発明に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びその製造方法について、更に具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びその製造方法のあくまでも一例にすぎず、本発明に係るＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びその製造方法が下記の例に限定されるものではない。
＜実施例１＞
以下の表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を供試材料とし、熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経て、連続的に再結晶焼鈍、溶融アルミめっき処理を行った。なお、表１において、相対的に含有量の多いＡｌ、Ｆｅ及びＳｉの質量割合は、四捨五入により整数表示としている。熱間圧延時における巻取り温度は、７００℃以上８００℃以下とし、溶融Ａｌめっきは、無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を片面約３０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下となるように調節し、その後冷却した。この際のアルミめっき浴組成としては、Ａｌ−２％Ｆｅであり、Ｓｉは、３％以上１５％であった。得られたＡｌめっき鋼板を、２４０ｍｍ×３００ｍｍにブランキングし、以下の表２−１、表２−２に示したような条件のもとで曲げＲ＝５ｍｍのハット型に成形して、５０℃／秒以上の冷却速度で急冷し、下死点での保持時間は１０秒とすることで、高強度ホットスタンプ部材を得た。
ここで、以下の表２−１、表２−２における熱処理条件Ａ〜Ｆは、それぞれ以下のような条件である。
Ａ：ｄＹ／ｄＸ＝０となる状態あり、加熱時間：５００秒、最高到達板温：９５０℃、６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘ：２００秒
Ｂ：ｄＹ／ｄＸ≠０（単調昇温）、加熱時間：５００秒、最高到達板温：９５０℃、６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘ：６０秒
Ｃ：ｄＹ／ｄＸ≠０（単調昇温）、加熱時間：３００秒、最高到達板温：８５０℃、６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘ：１５０秒
Ｄ：ｄＹ／ｄＸ≠０（単調昇温）、加熱時間：１００秒、最高到達板温：７００℃、６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘ：３０秒
Ｅ：ｄＹ／ｄＸ＝０となる状態あり、加熱時間：７００秒、最高到達板温：１１００℃、６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘ：４００秒
Ｆ：ｄＹ／ｄＸ＝０となる状態あり、加熱時間：３００秒、最高到達板温：６５０℃、６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘ：１００秒
なお、事前に２４０ｍｍ×３００ｍｍにブランキングしたＡｌめっき鋼板には、Ｋ型熱伝対をスポット溶接し、加熱中の鋼板温度を測定しておいた。ホットスタンプ加熱中の鋼板温度Ｙを実測した結果、鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘは、以下の表２−１、表２−２に示した通りである。
下記の表１に示した母材を用いて、各種条件を変えながら製造したホットスタンプ部材について、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の厚み、及び、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の組成を、前述した方法に則してＥＰＭＡで分析することで特定した。また、Ｄ層について、断面積が３μｍ２以上３０μｍ２以下であるカーケンダルボイドの個数を、先だって説明した方法に則して計測した。発明例に該当するホットスタンプ部材の特定例として、図１に示す断面像から、「＋」印の点を分析した結果が図２、３、４である。Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の各組成を、以下の表２−１にまとめて示した。なお、表２−２に示したＮｏ．２０〜２２の試料については、本発明で着目するようなＡ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の４層構造とはならなかったため、各層の詳細な組成は特定しなかった。
また、それぞれのホットスタンプ部材について、成形部耐食性及び塗装後耐食性を、以下の基準に則して評価した。
成形部耐食性は、以下の手順で評価した。
上記手順により製造したホットスタンプ部材である曲げＲ＝５ｍｍのハット成形品のそれぞれに対して、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５Ｔを用いて化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約１０μｍ厚みで塗装した。その後、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ Ｍ６１０−９２）を６０サイクル（２０日）実施し、成形品のＲ部の赤錆の発生有無を確認した。成形品に赤錆が存在した場合を評点「ＶＢ（Ｖｅｒｙ Ｂａｄ）」とし、同様にして１２０サイクル（４０日）の段階で赤錆が存在した場合を評点「Ｂ（Ｂａｄ）」とし、赤錆が存在しなかった場合を評点「Ｇ（Ｇｏｏｄ）」とした。「Ｇ」を合格レベルとし、「Ｂ」及び「ＶＢ」を不合格レベルとした。
塗装後耐食性は、以下の手順で評価した。
同様に、製造したハット成形品のそれぞれに対して、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５Ｔで化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約１０μｍ厚みで塗装した。その後、成形品の縦壁部をカッターで塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ Ｍ６１０−９２）を１８０サイクル（６０日）実施し、クロスカット部の塗膜の膨れ幅を測定した。このとき、比較材として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ：付着量片面４５ｇ／ｍ２）を用い、上記と同様の化成処理、電着塗膜、クロスカットを付与したものを試験した。塗膜の膨れ幅がＧＡより上回っていた場合を評点「Ｂ（Ｂａｄ）」とし、塗膜の膨れ幅がＧＡより下回っていた場合を評点「Ｇ（Ｇｏｏｄ）」とし、塗膜の膨れ幅がＧＡの１／２以下に下回っていた場合を評点「ＶＧ（Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ）」とした。「Ｇ」及び「ＶＧ」を合格レベルとし、「Ｂ」を不合格レベルとした。
上記基準に則した成形部耐食性及び塗装後耐食性に関する評価結果を、以下の表２−１、表２−２にまとめて示した。なお、表２−２に示したＮｏ．２０〜Ｎｏ．２２の試料については、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の層数が本発明の範囲外となったため、Ｆｅ−Ａｌ系めっき層の詳細な組成については測定を行わず、得られた試料の評価も実施しなかった。
上記表２−１から明らかなように、本願の発明例に該当するＮｏ．１〜Ｎｏ．１６の試料は、比較例に該当するＮｏ．１７〜Ｎｏ．１９の試料と比べて、成形部耐食性及び塗装後耐食性のいずれにも優れることが分かる。
＜実施例２＞
実施例１と同様の製法にてホットスタンプ部材を得るに際し、めっき浴組成として、更に、Ｍｇ又はＣａを０．０２質量％以上２質量％以下含有させてホットスタンプ部材を得た結果を、以下の表３に示した。ここで、熱処理条件としては、実施例１における条件「Ａ」を採用した。また、Ｍｇ又はＣａの酸化物からなる酸化物層の厚さを、断面ＳＥＭにより調べた結果を、以下の表３にあわせて示した。なお、成形部耐食性及び塗装後耐食性の評価基準は、実施例１と同様である。
上記表３から明らかなように、Ｍｇ又はＣａの酸化物からなる酸化物層の好ましい厚みを０．１μｍ以上３μｍ以下とした、表３の発明例に該当するＮｏ．３１〜Ｎｏ．３３の試料は、表２−１におけるＮｏ．１０の試料と比較して、成形部耐食性及び塗装後耐食性の双方により優れることがわかる。
＜実施例３＞
実施例１と同様に、表１に示す鋼成分の冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を供試材料とし、熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経て、連続的に再結晶焼鈍、溶融アルミめっき処理を行った。熱間圧延時における巻取り温度は、７００℃以上８００℃以下とし、溶融Ａｌめっきは、無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を片面約３０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下となるように調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成を、以下の表４に示した。
得られたＡｌめっき鋼板を、２４０ｍｍ×３００ｍｍにブランキングし、加熱した後、ホットスタンプのために、実施例１の熱処理条件Ａとして示す条件で加熱し、ハット型に成形して、５０℃／秒以上の冷却速度で急冷し、下死点での保持時間は１０秒とすることで、高強度ホットスタンプ部材を得た。
なお、事前に２４０ｍｍ×３００ｍｍにブランキングしたＡｌめっき鋼板には、Ｋ型熱伝対をスポット溶接し、加熱中の鋼板温度を測定しておいた。ホットスタンプ加熱中の鋼板温度Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘを測定した。詳細な製造条件を、以下の表６に示した。
このようにして製造したホットスタンプ部材について、成形部耐食性及び塗装後耐食性を、実施例１と同様の基準で評価し、得られた結果を以下の表４にあわせて示した。
上記表４から明らかなように、本願の発明例に該当するＮｏ．４１〜Ｎｏ．４２の試料は、比較例に該当するＮｏ．４３〜Ｎｏ．４４の試料と比較して、成形部耐食性及び塗装後耐食性に優れることがわかる。
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
本発明によれば、塗装後耐食性に優れたＦｅ−Ａｌ系めっき高強度ホットスタンプ部材とその製造方法を提供することができ、自動車衝突安全性の向上や、自動車軽量化による燃費向上とＣＯ２等の排ガスの削減に繋がる。

Claims (6)

  1. 母材の片面又は両面上に位置するＦｅ−Ａｌ系めっき層を有しており、
    前記母材は、質量％で、
    Ｃ ：０．１％以上０．５％以下
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下
    Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下
    Ｐ ：０．００１％以上０．１００％以下
    Ｓ ：０．０００１％以上０．１００％以下
    Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下
    Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下
    Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下
    Ｎ ：０．００１％以上０．０１０％以下
    を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、
    前記Ｆｅ−Ａｌ系めっき層は、厚みが１０μｍ以上６０μｍ以下であり、かつ、表面から前記母材に向かって順に、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層、Ｄ層の４層で構成されており、
    前記４層のそれぞれは、以下に示す成分を合計が１００質量％以下となるように含有し、残部が不純物であるＦｅ−Ａｌ系金属間化合物からなり、前記Ｄ層は、更に、断面積が３μｍ２以上３０μｍ２以下であるカーケンダルボイド（Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌ ｖｏｉｄ）を、１０個／６０００μｍ２以上４０個／６０００μｍ２以下含有する、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材。
    Ａ層及びＣ層
    Ａｌ：４０質量％以上６０質量％以下
    Ｆｅ：４０質量％以上６０質量％未満
    Ｓｉ：５質量％以下（０質量％を含まない。）
    Ｍｎ：０．５質量％未満（０質量％を含まない。）
    Ｃｒ：０．４質量％未満（０質量％を含まない。）
    Ｂ層
    Ａｌ：２０質量％以上４０質量％未満
    Ｆｅ：５０質量％以上８０質量％未満
    Ｓｉ：５質量％超１５質量％以下
    Ｍｎ：０．５質量％以上１０質量％以下
    Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下
    Ｄ層
    Ａｌ：２０質量％未満（０質量％を含まない。）
    Ｆｅ：６０質量％以上１００質量％未満
    Ｓｉ：５質量％以下（０質量％を含まない。）
    Ｍｎ：０．５質量％以上２．０質量％以下
    Ｃｒ：０．４質量％以上４質量％以下
  2. 前記Ａ層の表面に、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物からなる、厚みが０．１μｍ以上３μｍ以下の酸化物層を更に有する、請求項１に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材。
  3. 前記母材は、残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
    Ｗ ：０．０１〜３．００％
    Ｍｏ：０．０１〜３．００％
    Ｖ ：０．０１〜２．００％
    Ｔｉ：０．００５〜０．５００％
    Ｎｂ：０．０１〜１．００％
    Ｎｉ：０．０１〜５．００％
    Ｃｕ：０．０１〜３．００％
    Ｃｏ：０．０１〜３．００％
    Ｓｎ：０．００５〜０．３００％
    Ｓｂ：０．００５〜０．１００％
    Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
    の少なくとも何れかを更に含有する、請求項１又は２に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材。
  4. 質量％で、
    Ｃ ：０．１％以上０．５％以下
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下
    Ｍｎ：０．３％以上５．０％以下
    Ｐ ：０．００１％以上０．１００％以下
    Ｓ ：０．０００１％以上０．１００％以下
    Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下
    Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下
    Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下
    Ｎ ：０．００１％以上０．０１０％以下
    を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなる母材成分を有する鋼のスラブを、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後に焼鈍と溶融アルミめっきを連続的に施した鋼板をブランキングした後に、ブランキング後の前記鋼板を加熱設備に投入してから取り出すまでの加熱時間を１５０秒以上６５０秒以下として、当該ブランキング後の鋼板を８５０℃以上１０５０℃以下で加熱し、直後に所望の形状に成形して、３０℃／秒以上の冷却速度で急冷するものであり、
    前記溶融アルミめっきに用いる溶融アルミめっき浴の組成は、
    Ａｌ：８０質量％以上９６質量％以下
    Ｓｉ：３質量％以上１５質量％以下
    Ｆｅ：１質量％以上５質量％以下
    を合計が１００質量％以下となるように含有し、残部は不純物からなり、
    前記加熱における鋼板温度Ｙ（℃）、加熱時間Ｘ（秒）について、Ｙが６００℃以上８００℃以下にある加熱時間Ｘが１００秒以上３００秒以下となり、かつ、鋼板温度Ｙに対し、ＹのＸに関する一次導関数（ｄＹ／ｄＸ）が０となる場合が、Ｙが６００℃以上８００℃以下の範囲内に存在するように制御する、Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法。
  5. 前記溶融アルミめっき浴の組成は、更に、Ｍｇ又はＣａの少なくとも何れかを、合計で０．０２質量％以上３質量％以下含有する、請求項４に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法。
  6. 前記スラブは、母材成分として、残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
    Ｗ ：０．０１〜３．００％
    Ｍｏ：０．０１〜３．００％
    Ｖ ：０．０１〜２．００％
    Ｔｉ：０．００５〜０．５００％
    Ｎｂ：０．０１〜１．００％
    Ｎｉ：０．０１〜５．００％
    Ｃｕ：０．０１〜３．００％
    Ｃｏ：０．０１〜３．００％
    Ｓｎ：０．００５〜０．３００％
    Ｓｂ：０．００５〜０．１００％
    Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％
    の少なくとも何れかを更に含有する、請求項４又は５に記載のＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法。
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