WO2012137687A1 - 塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品およびその製造方法 - Google Patents

塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品およびその製造方法 Download PDF

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WO2012137687A1
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真木　純
楠見　和久
阿部　雅之
黒崎　将夫
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention is an aluminum-plated high-strength part excellent in post-coating corrosion resistance suitable for a member requiring strength such as a structural member such as an automobile part manufactured by pressing at high temperature, that is, hot stamping. More specifically, the present invention relates to a hot stamped high strength component that suppresses propagation of cracks generated in an Al plating layer during hot stamping of an aluminum-plated high strength steel sheet and has excellent corrosion resistance after coating, and a method for manufacturing the same.
  • hot stamping also called hot pressing, hot pressing, hot stamping, die quenching, press quenching, etc.
  • This hot stamp improves the formability of a high-strength steel sheet by heating the steel sheet in an austenite region at 800 ° C. or higher and then hot-molding it, and quenching is performed by cooling in the press mold after forming. Thus, a molded part of a desired material is obtained.
  • Hot stamping is a promising method for forming ultra-high-strength members, but usually has a step of heating a steel plate in the atmosphere. At this time, since an oxide (scale) is generated on the surface of the steel plate, a post-process for removing the scale is necessary. However, such post-processes have problems such as the necessity of countermeasures from the viewpoints of scale removal ability and environmental load.
  • Patent Documents 1 and 2 As a technique for improving this problem, a technique for suppressing the generation of scale during heating by using an Al-plated steel sheet as a steel sheet for a hot stamp member has been proposed (for example, see Patent Documents 1 and 2).
  • ⁇ Al-plated steel sheet is effective for efficiently producing high-strength molded parts by hot stamping.
  • An Al-plated steel sheet is usually used after being pressed and then painted.
  • the Al plating layer after heating at the time of hot stamping has changed to an intermetallic compound to the surface, and this compound is very brittle, and if severe molding processing is performed with hot stamping, cracks will occur in the Al plating layer. Prone to occur.
  • the phase of the intermetallic compound has a noble potential as compared with the base steel plate, there is a problem that the corrosion of the steel plate substrate starts from the crack and the corrosion resistance after coating is lowered.
  • Patent Document 3 The technique described in Patent Document 3 is to add a specific component element in the Al plating layer to prevent cracks generated in the plating layer, but in particular, the specific component element in the Al plating layer. This is not a technique for preventing cracks generated in the plating layer without adding.
  • Patent Document 4 does not attempt to prevent cracks generated in the Al plating layer.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and when an Al plated steel sheet is hot stamped without adding a special component element that suppresses the occurrence of cracks in the Al plated layer, the plated layer
  • An object of the present invention is to provide a hot stamped high-strength part that suppresses the propagation of cracks generated in the coating and has excellent corrosion resistance after coating.
  • Another object of the present invention is to improve the formability at the time of hot stamping of an Al plated steel sheet by forming a lubricating film on the surface of the Al plated layer and to suppress the generation of cracks in the plated layer. It is another object of the present invention to provide a method for manufacturing a hot stamped high strength part.
  • an Al plated steel sheet for a hot stamp member has an Al plated layer formed on one or both surfaces of the steel sheet by a hot dipping method or the like.
  • the Al plating layer may contain, by mass, Si: 2 to 7% as necessary, and is composed of the remaining Al and inevitable impurities.
  • the plating layer of the Al-plated steel sheet before hot stamping is composed of an Al—Si layer and an Fe—Al—Si layer from the surface layer when it contains Si.
  • the Al-plated steel sheet is heated to a high temperature to make the steel sheet an austenite phase. Then, the austenitized Al plated steel sheet is hot-pressed and formed, and then the formed Al plated steel sheet is cooled.
  • the Al-plated steel sheet can be once softened by raising the temperature, and the subsequent press work can be easily performed. In addition, the steel sheet is quenched and heated to achieve a high mechanical strength of about 1500 MPa or more.
  • the hot stamping process it is unavoidable that cracks occur in the plating layer, but if the inventors can stop the cracking of the plating layer generated in the hot stamping within the plating layer, the crack will be We focused on the inability to reach the base steel sheet. As a result, it was found that the corrosion of the steel sheet substrate can be prevented and the post-coating corrosion resistance of the hot stamped parts is not adversely affected.
  • the present inventors have earnestly studied about the crack propagation stop in the plating layer of the crack generated in the Al plating layer. As a result, among the plurality of intermetallic compound phase grains mainly composed of Al—Fe formed on the surface of the steel sheet, the average of the intermetallic compound phase grains containing 40 to 65% of Al.
  • the propagation of cracks generated in the Al plating layer can be stopped by controlling the section length (hereinafter also simply referred to as “average section length”) to 3 to 20 ⁇ m. Further, it was found that by forming a lubricant film containing ZnO on the surface of the Al plating layer, the lubricity during hot stamping can be secured, and surface flaws and cracks can be prevented. Furthermore, the steel plate composition suitable for hot stamping was discovered.
  • the thickness of the Al—Fe alloy plating layer affects the occurrence of dust during spot welding, and in order to obtain stable spot weldability, the plating thickness variation (standard deviation) is reduced, and Al— It is important that the average value of the thickness of the Fe alloy plating layer is 10 to 50 ⁇ m, and the ratio of the standard deviation of the thickness to the average value of the thickness (standard deviation of thickness / average thickness) is 0.15 or less. I also found out.
  • the present invention has been completed on the basis of finding these, and the gist of the invention is as follows.
  • Hot stamped high strength parts Having an alloy plating layer containing an Al—Fe intermetallic phase on the surface of the steel sheet;
  • the alloy plating layer is composed of a plurality of intermetallic compound phases,
  • the average section length of the crystal grains of the phase containing Al: 40 to 65% by mass in the phase of the plurality of intermetallic compounds is 3 to 20 ⁇ m,
  • the average thickness of the Al—Fe alloy plating layer is 10 to 50 ⁇ m,
  • the ratio of the standard deviation of the thickness of the Al—Fe alloy plating layer to the average value of the thickness is represented by the following formula: 0 ⁇ standard deviation of thickness / average value of thickness ⁇ 0.15 Hot stamped high-strength parts with excellent post-painting corrosion resistance, characterized by satisfaction.
  • the said steel plate is a mass% as a component, C: 0.1 to 0.5% Si: 0.01 to 0.7%, Mn: 0.2 to 2.5% Al: 0.01 to 0.5%, P: 0.001 to 0.1%, S: 0.001 to 0.1%, and N: 0.0010% to 0.05%,
  • the steel sheet is further mass%, Cr: more than 0.4 to 3%, Mo: 0.005 to 0.5%, B: 0.0001 to 0.01%, W: 0.01-3%, V: 0.01-2%, Ti: 0.005 to 0.5%, Nb: 0.01 to 1% Ni: 0.01 to 5%, Cu: 0.1 to 3%, Sn: 0.005% to 0.1%, Sb: 0.005% to 0.1%
  • a method for producing a hot stamped Al-plated steel sheet for high-strength parts % By mass C: 0.1 to 0.5% Si: 0.01 to 0.7%, Mn: 0.2 to 2.5% Al: 0.01 to 0.5%, P: 0.001 to 0.1%, S: 0.001 to 0.1%, and N: 0.0010% to 0.05%, A cold-rolled steel sheet obtained by hot rolling a steel containing a chemical component consisting of Fe and inevitable impurities, and then cold rolling, Heating to an annealing temperature of 670 to 760 ° C.
  • the steel is further mass%, Cr: more than 0.4 to 3%, Mo: 0.005 to 0.5%, B: 0.0001 to 0.01%, W: 0.01-3%, V: 0.01-2%, Ti: 0.005 to 0.5%, Nb: 0.01 to 1% Ni: 0.01 to 5%, Cu: 0.1 to 3%, Sn: 0.005% to 0.1%, Sb: 0.005% to 0.1%
  • the plating bath for applying Al plating contains 7 to 15% of Si, and either the bath temperature or the intrusion plate temperature into the bath is 650 ° C. or less.
  • the present invention cracks generated in the plating layer (alloy layer) of the Al-plated steel sheet during hot stamping can be stopped without propagating at the crystal grain boundary of the plating layer. For this reason, the crack does not reach the surface of the hot stamped high strength part, and the post-coating corrosion resistance of the hot stamped high strength part can be improved.
  • the lubricous surface film layer containing ZnO is further laminated
  • the workability at the time of hot stamping can be improved and the generation of cracks can be suppressed, so that the productivity can be improved.
  • spot weldability can be stabilized by reducing variations in plating thickness.
  • a hot stamped high strength part having a tensile strength of 1000 Mpa or more can be obtained.
  • FIG. 3 is an Al—Fe—Si ternary phase diagram (650 ° C. isothermal surface).
  • A)-(d) are the structure
  • A) is a case where the plating thickness is 40 g / m on one side and the temperature rise measure at the time of hot stamping is 5 ° C.
  • B) is a case where the plating thickness is 40 g / m on one side and the temperature rise measure at the time of hot stamping is 20 ° C.
  • (C) is a case where the plating thickness is 80 g / m on one side and the temperature rise measure at the time of hot stamping is 5 ° C.
  • (D) is the case where the plating thickness is 80 g / m on one side and the temperature rise measure during hot stamping is 20 ° C.
  • (a) is a diagram showing a method for obtaining an average intercept length of crystal grains by a line segment method. It is a figure which shows calculating
  • FIG. 6 is a diagram showing the influence of Al plating conditions and hot stamping heating conditions on the average intercept length of an intermetallic compound phase containing Al: 40 to 65%.
  • the horizontal axis is the Larson-Miller parameter (LMP) of the heating conditions during hot stamping.
  • FIG. 4 is a structure polarized light micrograph clearly showing traces of grain boundaries in the structure polarized light micrograph of the Al plating layer in FIG. 3. It is a figure which shows the relationship between Zn adhesion amount and the dynamic friction count to the Al plating steel plate surface.
  • the hot stamped part of the present invention uses an Al-plated steel sheet with the surface of the steel sheet subjected to Al plating, heat-treats the Al plating layer to the surface, and forms a high-strength part by hot stamping.
  • the method for carrying out Al plating of the Al-plated steel sheet for hot stamp members used in the present invention is not particularly limited. For example, it is possible to use electroplating, vacuum deposition, cladding, etc., including hot dipping, but the most widely used industrial plating is hot dipping. Is desirable.
  • an Al plating bath containing 7 to 15% by mass of Si can be used, but Si does not necessarily need to be contained. Si has a function of suppressing the growth of an alloy layer of Al plating during plating. In the hot stamping application, the necessity for suppressing the growth of the alloy layer is small.
  • the amount of Si contained in the Al plating layer before the Al plating layer is alloyed is a factor governing the average intercept length of the Al—Fe alloy, as will be described later.
  • the steel sheet in the hot stamped high strength part of the present invention has an Al—Fe alloy layer formed by alloying the surface Al plating by annealing during hot stamping.
  • the average thickness of the Al—Fe alloy layer is 10 to 50 ⁇ m. If the thickness of this Al—Fe alloy layer is 10 ⁇ m or more, it is preferable since sufficient post-coating corrosion resistance can be secured as an Al-plated steel sheet for a rapid heating hot stamp member after the heating step. As the thickness increases, the corrosion resistance works preferentially. On the other hand, as the thickness of the Fe—Al alloy layer increases, the surface layer tends to be lost during hot stamping, so the upper limit of the average thickness is set to 50 ⁇ m or less.
  • the variation in the thickness of the Al-Fe alloy layer of hot stamped high-strength parts affects the stability of spot weldability.
  • the thickness of the Al—Fe alloy layer has an influence on the dust generation current value, and the dust generation current tends to decrease as the thickness variation decreases. For this reason, if the variation in the thickness of the Al—Fe alloy layer is large, the value of current generated by dust is likely to vary, and as a result, the range of the appropriate welding current is reduced.
  • the ratio of the standard deviation of the thickness of the Al—Fe alloy plating layer to the average value of the thickness is 0. It was found that it was necessary to make the value 15 or less. More preferably, it is 0.1 or less. By doing so, stable spot weldability can be obtained.
  • the measurement of the thickness and the calculation of the standard deviation of the thickness of the Al-Fe alloy plating layer of the hot stamped high-strength part were performed according to the following procedure. First, the steel was hot-rolled, then cold-rolled, and the full width of the steel plate that was Al-plated in the hot dipping line was heated and quenched. Thereafter, test pieces of 20 ⁇ 30 mm were sampled at a total of five positions: a position 50 mm from both edges in the width direction, the center of the width, and a position 50 mm from both edges and the middle position between the edges. The test piece was cut, the cross section was examined, and the thicknesses of the front and back sides were measured.
  • the thickness of any 10 points was measured, and the average value of the thickness and the standard deviation of the thickness were calculated.
  • etching was performed with 2 to 3% nital to clarify the interface between the Al—Fe alloy layer and the steel plate, and the thickness of the alloy plating layer was measured.
  • the Al plating layer of the Al-plated steel sheet before hot stamping contains Si, it is composed of two layers of an Al—Si layer and an Fe—Al—Si layer in order from the surface layer.
  • this Al—Si layer is heated to about 900 ° C. in the hot stamping process, Fe diffusion from the steel sheet occurs, and the entire plating layer changes to an Al—Fe compound layer. A layer partially containing Si is also produced.
  • the Fe—Al alloy layer generally has a five-layer structure.
  • the first layer and the third layer are composed mainly of Fe 2 Al 5 and FeAl 2 in order from the surface of the plated steel sheet, and the Al concentration in the layers is about 50% by mass.
  • the Al concentration in the second layer is about 30% by mass.
  • the fourth layer and the fifth layer are layers corresponding to FeAl and ⁇ Fe, respectively.
  • the Al concentrations in the fourth layer and the fifth layer are compositions having a width of 15 to 30% by mass and 1 to 15% by mass, respectively.
  • the balance is Fe and Si in both layers.
  • the corrosion resistance of each of these alloy layers almost depends on the Al content, and the higher the Al content, the better the corrosion resistance. Therefore, the first layer and the third layer are most excellent in corrosion resistance.
  • the lower part of the fifth layer is a steel plate base, and has a hardened structure mainly composed of martensite.
  • the second layer is a layer containing Si that cannot be explained from the Fe—Al binary phase diagram, and its detailed composition is not clear. The present inventors presume that this is a phase in which Fe 2 Al 5 and Fe—Al—Si compound are finely mixed.
  • the structure of the resulting Al—Fe alloy layer depends on the heating conditions at the time of hot stamping, but does not show the clear five-layer structure as described above. This is presumably because the amount of diffusion of Fe into the plating layer is small because of rapid heating.
  • the Fe concentration is high on the steel plate side of the Al plating layer, the Al concentration is low, and the plating layer It has a concentration distribution in which the Fe concentration decreases toward the surface side and the Al concentration increases.
  • FIG. 1 is a polarization micrograph of an Al plating layer structure of a cross section of a hot stamped part. As shown in FIG. 1, it can be seen that large cracks penetrate the crystal grains and reach the base material, but small cracks stop at the grain boundaries (with arrows).
  • the present inventors paid attention to the phenomenon that the cracks stopped at the crystal grain boundaries, and conducted earnest research on the propagation stop of cracks generated in the Al plating layer.
  • the average intercept length of the crystal grains of the intermetallic compound layer containing 40 to 65% of Al among the crystal grains of the plurality of intermetallic compound layers mainly composed of Al—Fe formed on the steel surface It has been found that by controlling the thickness within the range of 3 to 20 ⁇ m, the propagation of cracks generated in the Al plating layer can be stopped.
  • the average segment length here means a value measured in a direction parallel to the steel plate surface.
  • the alloyed Al plating contains Al and Fe as main components, but since Al also contains Si, Al—Fe mainly contains a small amount of Al—Fe—Si.
  • the controlling factors affecting the average section length of the phase containing Al: 40 to 65% were examined.
  • the average section length of the phase containing Al: 40 to 65% was determined by the plating thickness, thermal history (temperature rise). Speed, holding time), Al plating conditions (Si amount, bath temperature, intrusion plate temperature), etc. are greatly affected by the manufacturing conditions of hot stamped high strength parts. Specifically, the type of alloy layer after Al plating The influence of is particularly large.
  • the thermal history can be controlled using the Larson Miller parameter (LMP) described below.
  • ⁇ -AlFeSi is a compound having a monoclinic crystal structure and is also said to have an Al 5 FeSi composition.
  • the amount of Si in the bath is 7 to 15% and the bath temperature is 650 ° C. or lower, or the bath temperature is 650 to 680 ° C. It is effective to set the plate temperature to 650 ° C. or lower. This is because ⁇ -AlFeSi becomes a stable phase at the Si concentration and temperature in this region.
  • a phase containing Al: 40 to 65% is considered to be a phase mainly composed of Fe 2 Al 5 .
  • the phase of the compound in the alloy layer produced by Al plating is a phase that is in equilibrium with the liquid phase of Al—Si, and there can be three types of phases, ⁇ phase, ⁇ phase, and FeAl 3 phase.
  • the FeAl 3 phase transforms into the Fe 2 Al 5 phase when Fe diffuses in the compound.
  • the average slice length in the alloy plating layer is measured by polishing an arbitrary section of a hot stamped part, etching with 2 to 3 vol% nital, and observing under a microscope. Observation is performed using a polarizing microscope, and the polarization angle is adjusted so that the contrast of crystal grains is the clearest.
  • the compound layer in which the contrast on the surface layer side appears to be lighter than the compound layer in which the contrast appears to be dark continuously has a phase of Al: 40 to 65%. This phase is a phase having the characteristic of stopping the propagation of cracks, and is a phase that affects the corrosion resistance after coating and the workability of plating. As shown in FIGS.
  • the average intercept length of the phase of Al: 40 to 65% is measured due to the influence of the phase with high contrast. hard. Therefore, in this specification, the average slice length of the crystal grains in the alloy plating layer is defined as the average slice length measured in the direction parallel to the steel plate surface.
  • the average intercept length is obtained by the line segment method. As shown in FIG. 3 (a), an average section length is obtained by drawing a line parallel to the steel plate surface in the plating layer, counting the number of grain boundaries through which this line passes, and dividing the measured length by the number of grain boundaries. Is required.
  • the shape of the particle needs to be known.
  • the crystal grains can be assumed to be spherical, but for the intermetallic compounds formed on the surface as in the present invention, the shape of the crystal grains is unknown, so the average intercept length was used instead of the grain size.
  • the crack propagation stopping property of the phase containing Al: 40 to 65% is preferably smaller, but the steel sheet for hot stamping member needs to be heated once to the austenite region. For this reason, since this steel plate is generally heated to 850 ° C. or higher, the Al plating layer alloyed in this heating process grows to 3 ⁇ m or more of crystal grains. Therefore, it is extremely difficult to obtain a crystal grain size of usually less than 3 ⁇ m.
  • the average section length exceeds 20 ⁇ m and the particle size increases the workability of the Al plating layer decreases and the powdering phenomenon increases. Furthermore, the crack propagation stop property of the phase containing Al: 40 to 65% does not function, and the crack cannot be stopped at the crystal grains.
  • the average section length of the phase containing Al: 40 to 65% is limited to 3 to 20 ⁇ m, but preferably 5 to 17 ⁇ m.
  • FIG. 4 is a diagram illustrating the influence of the Al plating conditions and the heating conditions during hot stamping on the average section length.
  • the horizontal axis of FIG. 4 is the Larson-Miller parameter (LMP) of the heating conditions during hot stamping.
  • T is the heating temperature of the steel sheet
  • t is the holding time in the heating furnace after reaching the target temperature.
  • LMP is an index generally used to treat temperature and time in a unified manner in events such as heat treatment and creep that affect temperature and time. This parameter can also be used for crystal grain growth.
  • LMP summarizes the influence of temperature and time on the average intercept length of crystal grains, and the heat treatment conditions at the time of hot stamping can be described only by this parameter.
  • a and B for explaining symbols shown in FIG. 4 indicate Al plating conditions.
  • A means 7% Si bath, bath temperature 660 ° C.
  • B means 11% Si bath, bath temperature 640 ° C. This is a typical condition in which an ⁇ -AlFeSi phase and a ⁇ -AlFeSi phase are generated during Al plating, respectively.
  • “5 ° C./s” and “50 ° C./s” mean the rate of temperature increase during hot stamping. 5 ° C./s corresponds to normal furnace heating, and 50 ° C./s corresponds to rapid heating such as infrared heating and electric heating.
  • temperature increase rate means an average temperature increase rate from the start of temperature increase until reaching a temperature 10 ° C.
  • the condition A that is, the case where the ⁇ -AlFeSi phase is formed during Al plating.
  • condition B the average intercept length tended to be larger.
  • LMP 20000-23000.
  • An LMP of less than 20000 is not preferable because the Al—Si plating layer and the steel sheet are not sufficiently diffused and an unalloyed Al—Si layer remains.
  • the heating rate is 5 ° C./second and 50 ° C./second, the microstructure becomes finer when the heating rate at the hot stamp is increased even in such a narrow range.
  • the temperature rising rate is preferably in the range of 4 to 200 ° C./second (s). If the heating rate is slower than 4 ° C / second, it means that the heating process takes time, and hot stamping productivity is lowered. If it is faster than 200 ° C / second, the temperature distribution in the steel sheet is controlled. Neither is desirable because it becomes difficult.
  • the average section length can be made 3 to 20 ⁇ m.
  • the average section length of the crystal grains of the phase containing Al: 40 to 65% in the intermetallic compound layer mainly composed of Al—Fe formed on the steel surface is 3 to 20 ⁇ m.
  • the hot stamped high strength part of the present invention can further have a surface coating layer containing ZnO on the surface of the alloy plating layer mainly composed of Al—Fe.
  • an Al—Fe intermetallic compound that is extremely hard at the time of hot stamping is formed on the plating layer on the surface of the steel sheet. For this reason, there is a problem that a processing flaw is formed on the surface of the molded part due to contact with the mold during press processing of hot stamping, and this processing flaw causes a crack in the plating layer.
  • the present inventors have found that by forming a surface film having excellent lubricity on the surface of the Al plating layer, it is possible to suppress processing scratches on the molded part and cracks on the plating layer, and formability and molding in hot stamping. It has been found that the corrosion resistance of parts can be improved.
  • the present inventors have formed a molded part by laminating a lubricating surface film layer containing ZnO (zinc oxide) on the surface of an Al plating layer. It has been found that surface processing scratches and cracks in the plating layer can be effectively prevented.
  • ZnO is contained in an amount of 0.3 to 7 g / m 2 in terms of Zn mass in the surface coating layer on one side of the Al-plated steel sheet. More preferably, it is 0.5 to 4 g / m 2 .
  • the content of ZnO is 0.1 g / m 2 or more in terms of Zn mass, the effect of improving lubrication, the effect of preventing unevenness (the effect of uniforming the thickness of the Al plating layer), and the like can be exhibited effectively.
  • the content of ZnO exceeds 7 g / m 2 in terms of Zn mass, the total thickness of the Al plating layer and the surface coating layer becomes too thick, and the weldability and paint adhesion deteriorate.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the amount of Zn deposited on the surface of the Al-plated steel sheet and the dynamic friction coefficient.
  • the lubricity during hot stamping was evaluated by varying the ZnO content in the surface coating layer. This lubricity was evaluated by the following test. First, each test material (150 ⁇ 200 mm) of the Al-plated steel sheet having a ZnO film layer was heated to 900 ° C., and then a load was applied to each test material cooled to 700 ° C. from above via a steel ball, and The steel ball was pulled out by sliding on the specimen. At this time, the pulling load was measured with a load cell, and the ratio of the pulling load / pressing load was defined as a dynamic friction coefficient. The result is shown in FIG.
  • the dynamic friction coefficient is smaller than 0.65. It can be seen that the dynamic friction coefficient can be effectively kept low and the hot lubricity can be improved in a region where the Zn deposition amount is approximately 0.7 g / m 2 or more.
  • Formation of the surface film layer containing ZnO can be formed on the Al plating layer by, for example, applying a paint containing ZnO and performing a curing process by baking and drying after application.
  • a paint containing ZnO paint examples include a method in which a predetermined organic binder and a dispersion of ZnO powder are mixed and applied to the surface of the Al plating layer, a method by powder coating, and the like.
  • the baking and drying method after the application include a method such as a hot air furnace, an induction heating furnace, a near infrared furnace, or a combination thereof.
  • the predetermined organic binder include polyurethane resin and polyester resin.
  • the ZnO surface film layer forming method is not limited to these examples, and can be formed by various methods.
  • Such a surface coating layer containing ZnO can improve the lubricity of the Al-plated steel sheet during hot stamping, and therefore suppresses processing scratches on the plating layer on the surface of the molded part and occurrence of cracks in the plating layer. be able to.
  • ZnO has a melting point of about 1975 ° C., which is higher than that of an Al plating layer (a melting point of aluminum is about 660 ° C.). Therefore, even when the steel sheet is heated to 800 ° C. or higher, for example, when the plated steel sheet is processed by a hot stamp method, the surface film layer containing ZnO does not melt. Therefore, even if the Al plating layer is melted by heating the Al plated steel sheet, the state where the Al plating layer is covered with the ZnO surface coating layer is maintained, so that the thickness of the molten Al plating layer is unevenly distributed. Can be prevented.
  • the unevenness of the thickness of the Al plating layer of hot stamped high-strength parts can be caused, for example, when heating is performed in a furnace in which the blank is oriented vertically with respect to the direction of gravity, It is likely to occur when heating by heating is performed.
  • this surface film layer can prevent unevenness of the thickness of the Al plating layer when these heatings are performed, and can also form the Al plating layer thicker.
  • the ZnO surface coating layer improves lubricity and exhibits effects such as uniformizing the thickness of the Al plating layer, so that the formability during hot stamping press processing and the corrosion resistance after press processing are achieved. Can be improved.
  • the thickness of the Al plating layer can be made uniform, rapid heating by energization heating or induction heating capable of increasing the rate of temperature rise can be performed, and a metal containing Al: 40 to 65% by mass This is effective for setting the average section length of the crystal grains of the intermetallic phase to 3 to 20 ⁇ m.
  • this ZnO surface coating layer does not deteriorate the performance such as spot weldability, paint adhesion, and post-coating corrosion resistance. Rather, the post-coating corrosion resistance is further improved by providing a surface coating layer.
  • the present inventors diligently studied the component composition of the steel sheet for obtaining the Al-plated steel sheet for rapid heating hot stamping members having both excellent corrosion resistance and excellent productivity.
  • hot stamping is performed simultaneously with pressing with a mold and quenching. Therefore, the Al-plated steel sheet for hot stamping members contains a component that is easily quenched, resulting in high strength of 1000 MPa or more after hot stamping. From the viewpoint of forming a hot stamped part having the following, the components of the steel sheet described below were obtained.
  • % about a component means the mass%.
  • the present invention provides a hot stamped part having a high strength of 1000 MPa or more after molding, and in order to have high strength, it can be rapidly cooled after hot stamping and transformed into a structure mainly composed of martensite. Required. From the viewpoint of improving hardenability, at least 0.1% in C content is necessary. On the other hand, when the amount of C is too large, the toughness of the steel sheet is remarkably lowered, so that the workability is lowered. Therefore, the C content is preferably 0.5% or less.
  • Si 0.01-0.7%
  • Si has an effect of promoting the reaction between Al and Fe during plating and improving the heat resistance of the Al-plated steel sheet.
  • Si forms a stable oxide film on the steel sheet surface during recrystallization annealing of the cold-rolled steel sheet, it is also an element that hinders the properties of Al plating.
  • the upper limit of Si content is set to 0.7%.
  • the Si content is less than 0.01%, fatigue characteristics are inferior, which is not preferable. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.7%.
  • Mn 0.2-2.5%
  • Mn is well known as an element that enhances the hardenability of the steel sheet. It is also an element necessary for preventing hot brittleness due to S unavoidably mixed. For this reason, addition of 0.2% or more is necessary. Mn also improves the heat resistance of the steel sheet after Al plating. However, if Mn is added in excess of 2.5%, the impact characteristics of the hot stamped parts after quenching are lowered, so 2.5% is made the upper limit.
  • Al 0.01-0.5% Since Al is suitable as a deoxidizing element, it may be contained in an amount of 0.01% or more. However, if it is contained in a large amount, a coarse oxide is formed and the mechanical properties of the steel sheet are impaired, so the upper limit of the Al content is 0.5%.
  • P 0.001 to 0.1%)
  • P is an impurity element inevitably contained in the steel sheet.
  • the lower limit of the P content is set to 0.001%.
  • the upper limit of the P amount is set to 0.1%.
  • S (S: 0.001 to 0.1%) S is an element inevitably included. If MnS becomes an inclusion in the steel and there is a large amount of MnS, MnS becomes a starting point of fracture, which inhibits ductility and toughness and causes deterioration of workability. Therefore, the lower the amount of S, the better. Although the upper limit of the amount of S is set to 0.1% or less, since it is not desirable from the manufacturing cost to reduce the amount of S more than necessary, the lower limit is set to 0.001%.
  • N (N: 0.0010% to 0.05%) Since N is easily bonded to Ti and B, it is necessary to control N so as not to reduce the intended effect of these elements. An N amount of 0.05% or less is acceptable. Desirably, the N content is 0.01% or less. On the other hand, reducing it more than necessary puts a great load on the steelmaking process, so 0.0010% may be used as a guideline for the lower limit of the N amount.
  • Cr more than 0.4% to 3%) Cr is also an element that generally enhances hardenability and is used in the same manner as Mn, but has another effect when an Al plating layer is applied to a steel sheet.
  • Cr is present, for example, when the Al plating layer is alloyed by applying box annealing after the Al plating layer is applied, the plating layer and the steel plate base material are easily alloyed.
  • box-annealing an Al-plated steel sheet AlN is generated in the Al-plated layer. AlN suppresses alloying of the Al plating layer and peels off the plating, but by adding Cr, it becomes difficult to produce AlN, and alloying of the Al plating layer is facilitated.
  • the Cr content is more than 0.4%. However, even if the Cr content exceeds 3%, the effect is saturated, the cost increases, and the Al plating characteristics are deteriorated. Therefore, the upper limit of the Cr content is 3%.
  • Mo 0.005 to 0.5%)
  • Mo also has an effect of suppressing generation of AlN that causes peeling of the plating layer generated at the interface between the plating layer and the steel plate base material when box annealing of the Al plating layer is performed.
  • the Mo amount needs to be 0.005%. However, even if added over 0.5%, the effect is saturated, so the upper limit of the Mo amount is 0.5%.
  • B is also a useful element from the viewpoint of the hardenability of the steel sheet, and 0.0001% or more must be added. However, even if the amount of B exceeds 0.01%, the effect is saturated, and the productivity is reduced by causing casting defects and cracking of the steel sheet during hot rolling, so the upper limit of the amount of B is 0. 0.01%. Preferably, the amount of B is 0.0003 to 0.005%.
  • W 0.01-3%) W is a useful element from the viewpoint of hardenability of the steel sheet, and exhibits an effect at 0.01% or more. However, even if added over 3%, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit of the amount of W is 3%.
  • V 0.01-2%)
  • W is an element that is useful from the viewpoint of the hardenability of the steel sheet, and exhibits an effect with a V amount of 0.01% or more.
  • V content exceeds 2%, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit of the V content is 2%.
  • Ti 0.005 to 0.5%)
  • Ti can be added from the viewpoint of N fixation. Although it is necessary to add about 3.4 times the amount of N by mass%, N is about 10 ppm even if it is reduced, so the lower limit of the amount of Ti was made 0.005%. Moreover, even if Ti is added excessively, the hardenability of the steel sheet is lowered and the strength is also lowered. Therefore, the upper limit of the Ti amount is 0.5%.
  • Nb 0.01-1%) Nb can be added from the viewpoint of N fixation similarly to Ti. Although it is necessary to add Nb about 6.6 times the amount of N in mass%, N is about 10 ppm even if it is reduced, so the lower limit of the amount of Nb was set to 0.01%. Further, even if Nb is added excessively, the hardenability of the steel sheet is lowered and the strength is also lowered. Therefore, the upper limit of the amount of Nb is 1%, but preferably 0.5%.
  • Ni is a useful element from the viewpoint of low temperature toughness that leads to improvement in impact resistance in addition to hardenability of the steel sheet, and exhibits an effect when the Ni content is 0.01% or more. However, if the Ni content exceeds 5%, the effect is saturated and the cost increases, so the Ni content may be added in the range of 0.01 to 5%.
  • Cu is also an element useful from the viewpoint of toughness in addition to the hardenability of the steel sheet, and exhibits an effect with a Cu amount of 0.1% or more.
  • Cu may be added in the range of 01 to 3%.
  • Sn and Sb are both effective elements for improving the wettability and adhesion of the plated steel sheet, and can be added in an amount of 0.005% to 0.1%. In any case, when the amount is less than 0.005%, no effect is observed, and when added over 0.1%, wrinkles are likely to occur during production, or the toughness is reduced. The upper limit of the amount is 0.1%.
  • the Al-plated steel sheet for hot stamp members used in the present invention is a cold-rolled steel sheet obtained by hot rolling and then cold rolling the steel sheet at an annealing temperature of 670 to 760 ° C. in a reduction furnace.
  • the in-furnace time is set to 60 seconds or less, and the steel sheet is manufactured by applying Al plating containing Si: 7 to 15%. It is effective to set the skin pass reduction ratio after Al plating to 0.1 to 0.5%.
  • the annealing temperature of the hot dipping line affects the shape of the steel sheet, and if the annealing temperature is increased, the steel sheet tends to warp in the C direction. As a result, the difference in the amount of plating adhesion between the central portion in the width direction of the steel sheet and the vicinity of the edge tends to increase during Al plating. From this viewpoint, the annealing temperature is desirably 760 ° C. or lower. If the annealing temperature is too low, the intrusion plate temperature into the Al plating bath is too low and dross defects are likely to occur, so the lower limit of the annealing temperature is 670 ° C.
  • the in-furnace time of the reduction furnace affects the Al plating characteristics. Elements that are more easily oxidized than Fe, such as Si, Cr, Al, etc., tend to oxidize on the surface of the steel sheet in the reduction furnace, and hinder the reaction between the Al plating bath and the steel sheet. In particular, when the in-reactor in-reactor time is long, this effect becomes remarkable. Therefore, the in-reactor time is preferably 60 seconds or less.
  • the lower limit of the in-furnace time is not particularly limited, but is preferably 30 seconds or longer.
  • ⁇ ⁇ ⁇ Skin pass rolling is applied after the Al plating for the purpose of shape adjustment, etc.
  • the rolling reduction at this time affects the alloying of the Al plating layer during the subsequent hot stamping.
  • the reduction introduces strain in both the steel sheet and the plating layer, and this effect is considered.
  • the rolling reduction is high, the crystal grain size of the alloy layer after hot stamping tends to be small.
  • the rolling reduction is preferably 0.1 to 0.5%.
  • the Al-plated steel sheet obtained as described above can be rapidly heated at a temperature increase rate of 50 ° C./second or more in the subsequent hot stamping process. Further, the rapid heating is effective for setting the average section length of the crystal grains of the phase containing Al: 40 to 65% in the Al—Fe alloy layer to 3 to 20 ⁇ m.
  • the heating method is not particularly limited, and a near-infrared heating method using normal furnace heating or radiant heat can also be used. It is also possible to use a heating method using electricity, such as energization heating or high-frequency induction heating, capable of rapid heating at a temperature rising rate of 50 ° C./second or more.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly specified, but when using the heating method such as the current heating or the high frequency induction heating, the upper limit is about 300 ° C./second due to the performance of the apparatus.
  • the maximum plate temperature is 850 ° C. or higher.
  • the reason why the maximum reached plate temperature is set to 850 ° C. or more is to heat the steel plate to the austenite region and to sufficiently alloy the Al plating layer to the surface.
  • the Al-plated steel sheet in a heated state is hot stamped into a predetermined shape between a pair of upper and lower forming dies. After molding, by holding still for several seconds at the bottom dead center of the press, quenching is performed by contact cooling with the molding die, and the hot stamped high strength part of the present invention is obtained.
  • the molded part after hot stamping is the final product through welding, chemical conversion treatment, electrodeposition coating, and the like.
  • cationic electrodeposition coating is often used, and the film thickness is about 1 to 30 ⁇ m.
  • coating such as intermediate coating and top coating may be applied.
  • Example 1 Using a cold-rolled steel sheet having a steel component (thickness: 1.4 mm) as shown in Table 1 that has undergone a normal hot-rolling process and cold-rolling process, molten Al plating containing Si was performed.
  • a hot-dip Al plating a non-oxidation furnace-reduction furnace type line was used. After plating, the amount of plating adhesion was adjusted to 160 g / m 2 in total on both sides by the gas wiping method, and then cooled.
  • the plating bath composition at this time was (A): Al-7% Si-2% Fe, bath temperature 660 ° C., and (B): Al-11% Si-2% Fe, bath temperature 640 ° C. .
  • the plating bath conditions correspond to the Al plating conditions A and B in FIG. Note that Fe in the bath is inevitable supplied from the plating equipment and strips in the bath.
  • the annealing temperature was 720 ° C. and the in-reduction furnace time was 45 seconds. The appearance of the Al-plated steel sheet was good with almost no unplating.
  • Hot stamping used ordinary furnace heating means, and the temperature rising rate of the Al-plated steel sheet was about 5 ° C./second.
  • a test piece 250 x 300 mm in size is heated in the atmosphere, heated for about 3 minutes, then held for about 1 minute, then de-furnaceed, cooled to about 700 ° C in the atmosphere, and molded into a hat shape. The mold was cooled. The cooling rate at this time was about 200 ° C./second.
  • Table 2 the Al plating layer structure after alloying was controlled by varying the heating temperature of the test piece.
  • the vertical wall portion of the hat molded product was cut out to 50 ⁇ 100 mm, and the corrosion resistance after coating was evaluated. Conversion treatment was performed with Parkerizing Co., Ltd. chemical conversion treatment solution PB-SX35, and thereafter, a cationic electrodeposition paint Powernics 110 manufactured by Nippon Paint Co., Ltd. was applied to a thickness of about 20 ⁇ m. After that, a crosscut was made on this coating film with a cutter, and a composite corrosion test (JASO M610-92) determined by the Japan Automobile Engineers Association was conducted for 180 cycles (60 days). The swollen width from the crosscut (maximum swollen width on one side) ) was measured. At this time, the swollen width of GA (alloyed hot-dip galvanized steel sheet) (adhesion amount on one side: 45 g / m 2 ), which is a general antirust steel sheet, was 5 mm.
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • Evaluation of corrosion resistance after coating was as follows: ⁇ : swollen width 4 mm or less, ⁇ : swollen width 4 mm to 6 mm or less, x: swollen width 6 mm or more.
  • a 400 ⁇ 500 mm flat plate mold was used. Using a normal furnace heating means, a 400 ⁇ 500 mm Al-plated steel sheet was heated in the air at a rate of temperature increase of about 5 ° C./sec. It was cooled in air to a temperature of about 700 ° C. and then quenched with a mold. Both edges 30 mm in the width direction of the Al-plated steel sheet that had been Al-plated in the hot dipping line were cut off, and everything else was used in the test.
  • the spot weldability was evaluated as follows: ⁇ : Appropriate welding current range over 2 kA, ⁇ : Appropriate welding current range 2 kA or less.
  • the test piece was subjected to cross-sectional microscopic examination, and regarding the plating thickness, the average thickness value, the standard deviation of thickness (plating thickness variation), the ratio of the standard deviation of thickness to the average thickness value (standard deviation / Average). Then, the alloy layer structure was observed, and the average slice length of the crystal grains of the phase containing Al: 40 to 65% by mass was measured. Under the present circumstances, the test piece was cut out from the flange part with little deformation
  • the average value of plating thickness and the standard deviation of plating thickness were sampled at 20 mm x 30 mm test pieces at a total of five locations, 50 mm position from both edges in the steel plate width direction, the center, 50 mm position from both edges, and the middle position of the center. did.
  • the test piece was cut, cross-sectioned, the thickness of the front and back was calculated, the thickness of 10 points was measured, and the average value and standard deviation of the thickness were calculated.
  • Table 2 shows the evaluation results of Al plating conditions, hot stamping conditions, average section length, average thickness value, post-coating corrosion resistance, and weldability.
  • the cross-sectional hardness was measured with a Vickers hardness tester (load 1 kgf), and a value of hardness 420 or higher was obtained at all the measured locations.
  • Example 2 Using cold-rolled steel sheets (sheet thickness of 1 to 2 mm) of various steel components (A to I) shown in Table 3 below, Al plating was performed in the same manner as in Example 1. In this example, the annealing temperature and the reduction furnace time at this time were changed.
  • the Al plating bath composition contained, by mass, Si: 9% and Fe: 2%.
  • the bath temperature was 660 ° C., and the adhesion amount after plating was adjusted to 160 g / m 2 in total on both sides by gas wiping.
  • Example 1 the heating temperature at the time of hot stamping was set to 950 ° C. and quenching was performed. Thereafter, corrosion resistance after coating and spot weldability were evaluated.
  • the evaluation method is the same as in Example 1. All the Vickers hardness was 420 or more.
  • Example 2 the used steel components, plate thickness, and Al plating bath composition were changed. As shown in the evaluation results in Table 4, it was recognized that the standard deviation of the plating thickness increased as the plate thickness increased, and that the standard deviation of the plating thickness increased as the annealing temperature increased. When the standard deviation is large, the appropriate welding current range is narrow, and dust is likely to occur in spot welding. In addition, in a high Si component system such as the steel component G, the occurrence of non-plating was observed when the in-reactor time in the reduction furnace was long (65 seconds), and the corrosion resistance after coating decreased.
  • Example 3 Using the Al-plated steel plates with numbers 2 and 5 in Table 4 of Example 2, the Al plating layer was alloyed by box annealing. At this time, the number 2 corresponds to the steel component A and the number 5 corresponds to the steel component B, which are different in the amount of Cr in the steel. At this time, in No. 2 (steel component A), AlN was generated near the interface between the Al plating layer and the steel plate during box annealing, and the Al plating layer was not sufficiently alloyed. No. 5 (steel component B) was alloyed. No. 5 was used, and then the temperature was raised to 950 ° C.
  • the corrosion resistance after painting and spot weldability were evaluated in the same manner as in Example 1. As a result, the corrosion resistance after painting was evaluated as ⁇ , and the spot weldability was evaluated as ⁇ , indicating good characteristics.
  • the Vickers hardness was 482.
  • Example 4 Using the steel shown in Table 1 of Example 1, Al plating was performed under Al plating condition B of Example 1. The plating adhesion amount at this time was adjusted to 80 to 160 g / m 2 in total on both sides. Further, after Al plating, a mixed solution of a finely dispersed aqueous solution of ZnO (Nanotech slurry manufactured by C.I. Kasei Co., Ltd.) and a urethane water-soluble resin was applied with a roll coater and dried at 80 ° C. The adhesion amount of the ZnO film at this time was 0.5 to 3 g / m 2 in terms of Zn. This test piece was hot stamped and quenched.
  • ZnO Nanotech slurry manufactured by C.I. Kasei Co., Ltd.
  • Example 2 In this case, in addition to the furnace heating shown in Example 1, an infrared heating furnace was also used as a hot stamp condition. The holding time was 60 seconds for furnace heating and 60 seconds for both infrared heating. In addition, the temperature increase rate by infrared heating was about 19 ° C./second. The test piece thus prepared was evaluated in the same manner as in Example 1. The evaluation results at this time are shown in Table 5. All the Vickers hardness was 420 or more.
  • test piece provided with the ZnO film showed good post-coating corrosion resistance even with a small amount of adhesion. Moreover, spot weldability was also favorable.

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Abstract

　Ａｌめっき層中にクラック発生を抑制する特別の成分元素を添加しなくてもＡｌめっき鋼板をホットスタンプ成加工した際に、ホットスタンプ加工時にめっき層に発生するクラックの伝播を抑制した塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形高強度部品を提供する。　ホットスタンプ成形された高強度部品であって、　鋼板の表面にＡｌ－Ｆｅ金属間化合物相を含む合金めっき層を有し、 該合金めっき層は、複数の金属間化合物の相から構成されており、 前記複数の金属間化合物の相中のＡｌ：４０～６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３～２０μｍであり、 該Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０～５０μｍであり、 該Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が、次式：　０＜厚みの標準偏差／厚みの平均値≦０．１５ 満足することを特徴とする、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

Description

塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品およびその製造方法
　本発明は、高温でのプレス、即ちホットスタンプにより製造される、自動車部品等の構造部材に代表されるような強度が必要とされる部材に適した塗装後耐食性に優れたアルミニュウムめっき高強度部品に関し、詳しくは、アルミニュウムめっき高強度鋼板のホットスタンプ成形時にＡｌめっき層に発生するクラックの伝播が抑制され、塗装後耐食性に優れた、ホットスタンプ成形された高強度部品およびそ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、高強度と高成形性を両立させた鋼板が望まれており、これに対応するものの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が、さらに高強度、例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度鋼板で成形性を確保することは困難である。
　このような状況で、高強度及び高成形性を確保する成形法として、最近注目を浴びているのが、ホットスタンプ（熱間プレス、ホットプレス、ホットスタンプ、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で加熱した後に熱間で金型成形することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後にプレス金型内で、冷却することにより焼入れをして所望の材質の成形部品を得るというものである。
　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、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有する。この際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成するため、スケールを除去する後工程が必要であった。ところが、このような後工程には、スケールの除去能や環境負荷等の観点からの対応策の必要性等の問題があった。
　この問題を改善する技術として、ホットスタンプ部材用の鋼板としてＡｌ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（例えば、特許文献１、２参照）。
　Ａｌめっき鋼板は、ホットスタンプにより高強度の成形部品を効率良く製造するのに有効である。Ａｌめっき鋼板は通常プレスされた後、塗装されて使用される。ホットスタンプの際に加熱を行った後のＡｌめっき層は、表面まで金属間化合物に変化しており、この化合物は非常に脆性であり、ホットスタンプで厳しい成形加工をするとＡｌめっき層にクラックを生じやすい。また、この金属間化合物の相は母材鋼板よりも貴な電位を有するため、クラックを起点として鋼板素地の腐食が開始され、塗装後耐食性が低下するという問題があった。
　Ａｌめっき層のクラック発生に起因する塗装後耐食性低下を回避するには、この金属間化合物中にＭｎを添加することが非常に有効であるので、Ａｌめっき層中にＭｎを０．１％以上添加した塗装後耐食性を改善したＡｌめっき鋼板が提案されている（例えば、特許文献３参照）。
　特許文献３に記載された技術は、Ａｌめっき層中に特定の成分元素を添加して、めっき層に発生するクラックを防止しようとするものであるが、特にＡｌめっき層中に特定の成分元素を添加することなく、めっき層に発生するクラックを防止する技術ではない。
　また、Ａｌめっき鋼板の母材鋼へＴｉ＋０．１Ｍｎ＋０．１Ｓｉ＋０．１Ｃｒ＞０．２５となるように元素を添加すると、これらの元素がＡｌ－Ｆｅ間の拡散を促進することで、めっき層にクラックが発生してもその周りからのＦｅ－Ａｌ反応が進行して鋼板素地を露出し難くすることで、耐食性を改善するようにしたＡｌめっき鋼板が提案されている（例えば、特許文献４参照）。
　しかしながら、特許文献４に記載された技術は、Ａｌめっき層に発生するクラックを防止しようとするものではない。
特開２００３－１８１５４９号公報 特開２００３－４９２５６号公報 特開２００３－３４８５５号公報 特開２００３－３４８４６号公報
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたもので、Ａｌめっき層中にクラック発生を抑制する特別の成分元素を添加しなくても、Ａｌめっき鋼板をホットスタンプ成形した際に、めっき層に発生するクラックの伝播が抑制され、塗装後耐食性に優れた、ホットスタンプ成形された高強度部品を提供することを目的とする。また、Ａｌめっき層表面に潤滑性皮膜を形成してＡｌめっき鋼板のホットスタンプ成形時の成形性を向上させ、めっき層に生じるクラックの発生を抑制することも目的とする。さらに、ホットスタンプ成形された高強度部品の製造方法を提供することをも目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねて、本発明を完成した。一般に、ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板は、溶融めっき法等により鋼板の片面又は両面にＡｌめっき層が形成される。Ａｌめっき層は、質量％で、必要に応じてＳｉ：２～７％を含有してもよく、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなっている。
　ホットスタンプ前のＡｌめっき鋼板のめっき層は、Ｓｉを含有する場合は、表層よりＡｌ－Ｓｉ層及びＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ層から成っている。Ａｌめっき鋼板をホットスタンプするには、まず、Ａｌめっき鋼板を高温に加熱して、鋼板をオーステナイト相とする。そして、オーステナイト化したＡｌめっき鋼板を熱間でプレス加工して成形し、その後、成形されたＡｌめっき鋼板を冷却する。Ａｌめっき鋼板を高温にすることで一旦軟化させることができ、後続するプレス加工を容易に行うことができる。また、鋼板は、加熱及び冷却されることにより、焼入れされて約１５００ＭＰａ以上の高い機械的強度を実現することができる。
　このホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板の加熱工程で、Ａｌめっき層（Ｓｉを含有する場合）内ではＡｌ－Ｓｉと鋼板中からのＦｅとの相互拡散が起こり、全体がＡｌ－Ｆｅ化合物（金属間化合物）へ変化する。このとき、Ａｌ－Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する相も生成する。この化合物（金属間化合物）は非常に脆性であり、ホットスタンプで厳しい成形加工をするとＡｌめっき層にクラックを生じる。また、この相は母材鋼板よりも貴な電位を有するため、クラックを起点として鋼板素地の腐食が開始され、成形部品の塗装後耐食性を低下させることとなる。したがって、ホットスタンプ成形で、Ａｌめっき層に発生するクラックを抑制することがホットスタンプ成形された部品の塗装後耐食性を改善することとなる。
　ホットスタンプ成形加工では、めっき層にクラックが発生することは避けることができないが、本発明者らは、ホットスタンプで発生するめっき層のクラックをめっき層内で伝播停止することができれば、クラックは母材鋼板に到達できないことに着目した。これにより鋼板素地の腐食が防止でき、ホットスタンプ成形された部品の塗装後耐食性に悪影響を与えないこと見出した。本発明者らは、Ａｌめっき層に発生するクラックのめっき層内でのクラック伝播停止について鋭意研究した。その結果、鋼板の表面に形成されたＡｌ－Ｆｅを主とする複数の金属間化合物相の結晶粒の内、その中でＡｌが４０～６５％を含有する金属間化合物相の結晶粒の平均切片長さ（以下、単に「平均切片長さ」ともいう）を３～２０μｍに制御すると、Ａｌめっき層に発生するクラックの伝播停止ができることを見出した。また、Ａｌめっき層表面にＺｎＯを含有する潤滑皮膜をさらに形成することで、ホットスタンプ時の潤滑性を確保でき、表面疵の防止およびクラック発生の防止が可能になることを見出した。さらに、ホットスタンプに適した鋼板組成を見出した。
　更にＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みはスポット溶接時のチリ発生状況に影響を与えることも見出し、安定したスポット溶接性を得るためにはめっき厚みのバラツキ（標準偏差）を低減させて、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０～５０μｍであり、厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（厚みの標準偏差／厚みの平均値）が０．１５以下とすることが重要であることも見出した。
　本発明は、これらを見出したことに基づいて完成したもので、その発明の要旨は次の通りである。
　（１）ホットスタンプ成形された高強度部品であって、
　鋼板の表面にＡｌ－Ｆｅ金属間化合物相を含む合金めっき層を有し、
該合金めっき層は、複数の金属間化合物の相から構成されており、
前記複数の金属間化合物の相中のＡｌ：４０～６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３～２０μｍであり、
該Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０～５０μｍであり、
該Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が、次式：
　　　　０＜厚みの標準偏差／厚みの平均値≦０．１５
満足することを特徴とする、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（２）　前記厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が０．１以下であることを特徴とする、上記（１）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（３）　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が、質量％でＳｉ：２～７％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（４）　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面にＺｎＯを含有する表面皮膜層が積層されていることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（５）　前記表面皮膜層のＺｎＯの含有量は、Ｚｎ質量換算で片面０．３～７ｇ／ｍ2であることを特徴とする、上記（４）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（６）　前記鋼板が成分として質量％で、
Ｃ：０．１～０．５％、
Ｓｉ：０．０１～０．７％、
Ｍｎ：０．２～２．５％、
Ａｌ：０．０１～０．５％、
Ｐ：０．００１～０．１％、
Ｓ：０．００１～０．１％、及び
Ｎ：０．００１０％～０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分の鋼板から成ることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（７）　前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．４超～３％、
Ｍｏ：０．００５～０．５％、
Ｂ：０．０００１～０．０１％、
Ｗ：０．０１～３％、
Ｖ：０．０１～２％、
Ｔｉ：０．００５～０．５％、
Ｎｂ：０．０１～１％
Ｎｉ：０．０１～５％、
Ｃｕ：０．１～３％、
Ｓｎ：０．００５％～０．１％、
Ｓｂ：０．００５％～０．１％
から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする上記（６）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
　（８）　ホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．１～０．５％、
Ｓｉ：０．０１～０．７％、
Ｍｎ：０．２～２．５％、
Ａｌ：０．０１～０．５％、
Ｐ：０．００１～０．１％、
Ｓ：０．００１～０．１％、及び
Ｎ：０．００１０％～０．０５％、
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分を含む鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られた冷延鋼板を、
　溶融めっきラインにおいて焼鈍温度６７０～７６０℃まで加熱し、還元炉において６０秒以下保持し、その後のＡｌめっきを施して、Ａｌめっき鋼板を製造する工程、
　前記Ａｌめっき鋼板を圧延率が０．５～２％なるように調質圧延する工程、
　前記調質圧延されたＡｌめっき鋼板を、昇温速度３～２００℃／秒で昇温し、次式：
　　　　ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）
　（上記式中、Ｔ：鋼板の加熱温度（絶対温度Ｋ）、ｔ：狙い温度に達した後の加熱炉内での保定時間（ｈｒｓ））
で表されるラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）＝２００００～２３０００の条件でホットスタンプ成形する工程、そして
　ホットスタンプ後に２０～５００℃/秒の冷却速度で金型で焼入れする工程
を含むホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
　（９）　前記鋼が、更に質量％で、
Ｃｒ：０．４超～３％、
Ｍｏ：０．００５～０．５％、
Ｂ：０．０００１～０．０１％、
Ｗ：０．０１～３％、
Ｖ：０．０１～２％、
Ｔｉ：０．００５～０．５％、
Ｎｂ：０．０１～１％
Ｎｉ：０．０１～５％、
Ｃｕ：０．１～３％、
Ｓｎ：０．００５％～０．１％、
Ｓｂ：０．００５％～０．１％
から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする上記（８）に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
　（１０）　前記ホットスタンプ成形する工程において、の昇温速度が４～２００℃／秒であることを特徴とする上記（８）又は（９）に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
　（１１）　前記Ａｌめっき鋼板を製造する工程において、Ａｌめっきを施すためのめっき浴が、Ｓｉ量を７～１５％含み、浴温又は浴への侵入板温のいずれかが６５０℃以下であることを特徴とする、（８）～（１０）のいずれかに記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ホットスタンプ成形時にＡｌめっき鋼板のめっき層（合金層）に発生したクラックを、めっき層の結晶粒界で伝播させることなく停止させることができる。このためクラックがホットスタンプ成形された高強度部品の表面まで到達しておらず、ホットスタンプ成形された高強度部品の塗装後耐食性を向上させることができる。また、本発明では、Ａｌめっき鋼板のめっき層の表面にＺｎＯを含有する潤滑性表面皮膜層を更に積層させて、ホットスタンプを行なって成形部品とする。これにより、ホットスタンプ時の加工性を向上させることができると共に、クラック発生を抑制することができるので、生産性を向上させることが可能となる。
　さらに、めっき厚みのバラツキを低減することにより、スポット溶接性を安定させることができる。また本発明の鋼成分を有する鋼板を用いることにより、１０００Ｍｐａ以上の引張強度を有するホットスタンプ成形された高強度部品を得ることができる。
ホットスタンプ成形された部品の断面のＡｌめっき層の組織偏光顕微鏡写真である。 Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ三元状態図（６５０℃等温面）である。 （ａ）～（ｄ）はＡｌめっき層の組織偏光顕微鏡写真である。（ａ）はめっき厚が片面４０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が５℃の場合である。（ｂ）はめっき厚が片面４０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が２０℃の場合である。（ｃ）はめっき厚が片面８０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が５℃の場合である。（ｄ）はめっき厚が片面８０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が２０℃の場合である。また（ａ）は結晶粒の平均切片長さを線分法で求める方法を示す図である。平均切片長さはめっき層表面と平行な線を引き、この線を通過する粒界の数を数えて測定長さを粒界の数で除することで求めることを示す図である。（ａ）では平均切片長さは１２．３μｍであった。 Ａｌ：４０～６５％を含有する金属間化合物相の平均切片長さに対するＡｌめっき条件及びホットスタンプ時加熱条件の影響を示す図である。横軸はホットスタンプ時の加熱条件のラルソン・ミラー・パラメーター（Larson-Miller parameter, LMP）である。 図３のＡｌめっき層の組織偏光顕微鏡写真において、結晶粒の粒界をトレースして、明確にして示す組織偏光顕微鏡写真である。 Ａｌめっき鋼板表面へのＺｎ付着量と動摩擦計数の関係を示す図である。
　本発明のホットスタンプ成形された部品は、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を用い、加熱処理によりＡｌめっき層を表面まで合金化処理し、ホットスタンプ成形により高強度部品とする。
　本発明で用いるホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板のＡｌめっきを実施する方法については特に限定するものではない。例えば、溶融めっき法を初めとして、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等を用いることが可能であるが、現在、工業的に最も普及しているめっき法は溶融めっき法であり、この方法が望ましい。通常、鋼板のＡｌめっきでは、Ａｌめっき浴に７～１５質量％のＳｉを含有するものを使用することができるが、Ｓｉは必ずしも含有していなくても良い。Ｓｉはめっき時に、Ａｌめっきの合金層成長を抑制する働きがある。ホットスタンプ用途に限れば合金層成長を抑制する必然性は小さいが、溶融めっき法においては、１つの浴で種々の用途の製品を製造するため、Ａｌめっきの加工性を要求される用途においては合金層成長を抑制する必要があるので、Ｓｉを含有させるのが通常である。本発明においては、Ａｌめっき層が合金化する前のＡｌめっき層に含有するＳｉ量は、後述するように、Ａｌ－Ｆｅ合金の平均切片長さを支配する因子である。本発明では、Ａｌめっき浴にＳｉ：７～１５％を含有させることが望ましい。ホットスタンプ時にＡｌめっき層を加熱、合金化させることで、鋼板素地からめっき層中にＦｅが拡散し、Ａｌ－Ｆｅ中のＳｉ濃度は、ホットスタンプ前のＡｌめっき層中よりも低下する。Ａｌめっき浴が、７～１５％のＳｉを含有すると、ホットスタンプ後のＡｌ－Ｆｅ合金層はＳｉを２～７％含有する。
　本発明のホットスタンプ成形された高強度部品における鋼板は、ホットスタンプ時の焼鈍により表面のＡｌめっきが合金化されＡｌ－Ｆｅ合金層を有する。このＡｌ－Ｆｅ合金層の厚みの平均値は１０～５０μｍである。このＡｌ－Ｆｅ合金層の厚みが１０μｍ以上であれば、加熱工程後に、急速加熱ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板として十分な塗装後耐食性を確保できるため好ましい。厚みが大きいほど耐食性上は優位に働くが、一方、Ｆｅ－Ａｌ合金層の厚みが大きいほど、ホットスタンプ成形時に表層が欠落し易くなるため、厚みの平均値の上限は５０μｍ以下とする。
　また、ホットスタンプ成形された高強度部品のＡｌ－Ｆｅ合金層の厚みのバラツキはスポット溶接性の安定性に影響する。本発明者らの検討によると、Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚みはチリ発生電流値に影響し、厚みのバラツキが小さいほどチリ発生電流が低下する傾向がある。このため、Ａｌ－Ｆｅ合金層の厚みのバラツキが大きいとチリ発生電流値がバラツキやすく、結果として適正溶接電流の範囲が小さくなる。したがってＡｌ－Ｆｅ合金層の厚みのバラツキを適正に制御する必要があり、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（厚みの標準偏差／厚みの平均値）を０．１５以下とする必要があることが分かった。より好ましくは０．１以下である。このようにすることで安定したスポット溶接性が得られる。
　ホットスタンプ成形された高強度部品のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の、厚みの測定及び厚みの標準偏差の算出は以下の手順でおこなった。まず鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延され、溶融めっきラインでＡｌめっきされた鋼板の全幅を加熱、焼入れした。その後幅方向の両エッジより５０ｍｍの位置、幅中央、両エッジより５０ｍｍの位置と中央との中間位置の計５個所で２０×３０ｍｍの試験片をサンプリングした。試験片を切断し、断面を検鏡し、表裏の厚みを測定した。試験片断面において、任意の１０点の厚みを測定し、厚みの平均値と厚みの標準偏差を算出した。このときの厚みの測定に当たっては、断面研磨後、２～３％ナイタールでエッチングし、Ａｌ－Ｆｅ合金層と鋼板の界面を明確にして、合金めっき層の厚みを測定した。
　ホットスタンプ前のＡｌめっき鋼板のＡｌめっき層は、Ｓｉを含有している場合は、表層より順に、Ａｌ－Ｓｉ層、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ層の２層から成る。このＡｌ－Ｓｉ層は、ホットスタンプ工程で９００℃程度に加熱されると、鋼板中からのＦｅの拡散が起こり、めっき層全体がＡｌ－Ｆｅ化合物の層へ変化するとともに、Ａｌ－Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する層も生成する。
　ホットスタンプ前に、Ａｌめっき鋼板を加熱して、Ａｌめっき層を合金化した場合、Ｆｅ－Ａｌ合金層は、一般に５層構造となることが多いことが知られている。これら５層は、めっき鋼板表層から順に、第１層、第３層はＦｅ2Ａｌ5、ＦｅＡｌ2を主成分とし、その層中のＡｌ濃度は約５０質量％である。第２層中のＡｌ濃度は約３０質量％である。第４層、第５層はそれぞれＦｅＡｌ、αＦｅに対応する層と判断できる。第４層、第５層中のＡｌ濃度はそれぞれ１５～３０質量％、１～１５質量％の幅を持つ組成となる。残部はいずれの層もＦｅ及びＳｉである。これらの各合金層の耐食性はＡｌ含有量にほぼ依存し、Ａｌ含有量が高いほど耐食性に優れる。従って、第１層、第３層が最も耐食性に優れている。なお、第５層の下部は鋼板素地であり、マルテンサイトを主体とする焼入組織となっている。また、第２層はＦｅ－Ａｌ二元系状態図から説明できないＳｉを含有する層であり、その詳細な組成は明らかではない。本発明者らは、Ｆｅ2Ａｌ5とＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ化合物が微細に混じりあったような相であると推定している。
　このようなＡｌめっき鋼板を急速加熱ホットスタンプした場合、得られるＡｌ－Ｆｅ合金層の構造は、ホットスタンプ時の加熱条件によるが、上記のような明確な５層構造は示さない。これは急速加熱であるために、Ｆｅのめっき層への拡散量が少ないためと考えられる。
　Ａｌ－Ｆｅ合金層は、鋼板素地中のＦｅがＡｌめっき中に拡散して形成されるものであるから、Ａｌめっき層の鋼板側ではＦｅ濃度が高く、Ａｌ濃度が低い、そして、めっき層の表面側に向かってＦｅ濃度が低下し、Ａｌ濃度が高くなる濃度分布を有している。
　ホットスタンプ成形された部品のＡｌめっき層を観察すると、Ａｌ－Ｆｅ合金相が硬質で脆いため、ホットスタンプ成形された部品のめっき層にはクラックが発生している。図１は、ホットスタンプ成形された部品の断面のＡｌめっき層組織の偏光顕微鏡写真である。図１に示すように、大きいクラックは結晶粒を貫通して母材まで達しているが、小さいクラックは結晶粒界で停止(矢印をつけたもの)しているのがわかる。
　そこで、本発明者らはクラックが結晶粒界で停止している現象に着目し、Ａｌめっき層に発生するクラックの伝播停止について鋭意研究した。その結果、鋼の表面に形成されたＡｌ－Ｆｅを主とする複数の金属間化合物層の結晶粒の内、その中のＡｌ４０～６５％を含有する金属間化合物層の結晶粒の平均切片長さを３～２０μｍの範囲にコントロールすることにより、Ａｌめっき層に発生するクラックの伝播停止ができることを見出した。以下に説明するように、ここでいう平均切片長さとは、鋼板面に平行な方向に計測したものを意味する。ここで合金化したＡｌめっきは当然ＡｌとＦｅを主成分とするが、Ａｌ中にはＳｉも含有されるため、Ａｌ－Ｆｅを主として少量のＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉを含有している。
　Ａｌ：４０～６５％を含有する相の平均切片長さに影響する支配因子について検討したところ、Ａｌ：４０～６５％を含有する相の平均切片長さは、めっき厚、熱履歴(昇温速度、保定時間)、Ａｌめっき条件（Ｓｉ量、浴温、侵入板温）等のホットスタンプ成形された高強度部品の製造条件の影響が大きく、具体的にはＡｌめっき後の合金層の種類の影響が特に大きい。熱履歴のコントロールは以下に説明するラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）を用いることができる。
　合金化した後のＡｌ：４０～６５％を含有する相の平均切片長さを３～２０μｍと細かくするためには、Ａｌめっきした時の初期の合金層としてβ－ＡｌＦｅＳｉを生成することが好ましい。β－ＡｌＦｅＳｉは単斜晶（Ｍｏｎｏｃｌｉｎｉｃ）の結晶構造を有する化合物で、Ａｌ5ＦｅＳｉの組成を有するとも言われている。更にＡｌめっき後の合金層としてβ－ＡｌＦｅＳｉを生成させるためには、浴中のＳｉ量を７～１５％、浴温を６５０℃以下とすること、あるいは浴温は６５０～６８０℃で且つ侵入板温を６５０℃以下とすることが有効である。これはこの領域のＳｉ濃度、温度でβ－ＡｌＦｅＳｉが安定相となるためである。
　β－ＡｌＦｅＳｉをＡｌめっき後の合金層として生成させた時に、Ａｌ：４０～６５％を含有する相の平均切片長さが小さくなる理由は、図２に示すＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ三元状態図より推測することができる。Ａｌ：４０～６５％を含有する相はＦｅ2Ａｌ5を主とする相と考えられる。Ａｌめっきで生成する合金層中の化合物の相はＡｌ－Ｓｉの液相と平衡する相であり、α相、β相、ＦｅＡｌ3相の３種がありうる。例えばＦｅＡｌ3相が生成した場合、この化合物中にＦｅが拡散すると、ＦｅＡｌ3相がＦｅ2Ａｌ5相に変態すると考えられる。これに対してβ相からＦｅ2Ａｌ5に相至るためには、β相→α相→ＦｅＡｌ3相→Ｆｅ2Ａｌ5相のように多くの変態を経なければならない。変態を経ることで結晶粒が再度生成するため、多くの変態を経るほど平均切片長さは小さくなる傾向がある。すなわち、ＦｅＡｌ3相よりはα相、α相よりはβ相を出発化合物とした方が平均切片長さは小さくなる。
　合金めっき層中の平均切片長さの測定方法は、ホットスタンプ成形された部品の任意の断面を研磨後、２～３ｖｏｌ％のナイタールでエッチングし、顕微鏡観察する。観察は偏光顕微鏡を用いて行い、偏光角を最も結晶粒のコントラストがはっきりするように調整する。このとき連続的にコントラストが濃く見える化合物の層よりも表層側のコントラストが薄く見える化合物の層がＡｌ：４０～６５％の相である。この相がクラックの伝播を停止させる特性を有する相であり、塗装後耐食性、めっきの加工性に影響を与える相である。図３（ａ）～（ｂ）に示すように、特にめっき厚みが薄い（片面４０ｇ／ｍ2）ときにはコントラストの濃い相の影響でＡｌ：４０～６５％の相の平均切片長さが測定し難い。したがって本明細書では、合金めっき層中の結晶粒の平均切片長さを、鋼板面に平行な方向に測定した平均切片長さと定義する。平均切片長さは線分法で求める。図３（ａ）に示すようにめっき層中に鋼板面と平行な線を引き、この線が通過する粒界の数を数え、測定長を粒界の数で除することで平均切片長さが求められる。この平均切片長さより粒径を計算することも可能であるが、粒径を計算するためには、粒の形状が既知である必要がある。鋼板については、結晶粒は球状と仮定できるが、本発明のような表面に生成した金属間化合物については結晶粒の形状が不明なために粒径でなく平均切片長さを用いた。
　なお、実際の測定では、図３（ａ）～（ｄ）の偏光顕微鏡写真では、粒界が不明確であるので、図５（ａ）、（ｂ）に示すように、図３の（ａ）、（ｃ）の偏光顕微鏡写真について結晶粒界をトレースして結晶粒界を明確にして測定した。
　Ａｌめっき層が合金化した後のＡｌ：４０～６５％を含有する相の平均切片長さを３～２０μｍと限定する理由を説明する。Ａｌ：４０～６５％を含有する相のクラック伝播停止特性としては粒径が小さい方が好ましいが、ホットスタンプ部材用鋼板は一旦オーステナイト域まで加熱される必要がある。このためこの鋼板は、一般的に８５０℃以上に加熱されることになるため、この加熱工程で合金化したＡｌめっき層は、結晶粒が３μｍ以上まで成長してしまう。したがって、通常３μｍ未満の結晶粒径とすることは極めて困難である。平均切片長さが２０μｍを超えて粒径が大きくなると、Ａｌめっき層の加工性が低下し、パウダリング現象が大きくなる。さらに、Ａｌ：４０～６５％を含有する相のクラック伝播停止特性が機能しなくなり、クラックを結晶粒で停止させることができなくなる。
　したがって、本発明ではＡｌ：４０～６５％を含有する相の平均切片長さを３～２０μｍと限定したが、好ましくは、５～１７μｍである。
　次に、平均切片長さに及ぼすＡｌめっき条件、ホットスタンプ時加熱条件の影響について述べる。
　図４は平均切片長さに対するＡｌめっき条件及びホットスタンプ時の加熱条件の影響を示す図である。図４の横軸はホットスタンプ時の加熱条件のラルソン・ミラー・パラメーター（Larson-Miller parameter, LMP）である。
　ラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）は、
　　　　ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）
　（上記式中、Ｔ：絶対温度（Ｋ）、ｔ：時間（ｈｒｓ））で表される。
　ここで、Ｔは鋼板の加熱温度、ｔは狙い温度に達した後の加熱炉内での保定時間である。ＬＭＰは一般に熱処理、クリープ等の温度と時間が影響する事象において、温度と時間を統一的に扱うために用いられる指標である。結晶粒の成長に対してもこのパラメーターを用いることができる。本発明では、ＬＭＰは結晶粒の平均切片長さに対する温度と時間の影響を１つにまとめたもので、ホットスタンプ時の熱処理条件をこのパラメーターのみで記述できる。
　図４に記載した記号を説明するＡ、ＢはＡｌめっき条件を示す。Ａは７％Ｓｉ浴、浴温６６０℃を意味し、Ｂは１１％Ｓｉ浴、浴温６４０℃を意味している。これはそれぞれＡｌめっき時にα－ＡｌＦｅＳｉ相、β－ＡｌＦｅＳｉ相が生成する代表的な条件である。また「５℃／ｓ」及び「５０℃／ｓ」はホットスタンプ時の昇温速度を意味する。５℃／ｓは通常の炉加熱、５０℃／ｓは赤外線加熱、通電加熱等の急速加熱に対応する。ここで「昇温速度」とは、昇温開始から狙い温度よりも１０℃低い温度に達するまでの平均昇温速度を意味する。Ａｌめっき条件ＡとＢとを比較すると、条件Ａ、すなわちＡｌめっき時にα－ＡｌＦｅＳｉ相を形成させた方が。条件Ｂに比べて平均切片長さが大きくなる傾向を示した。ホットスタンプ時の加熱条件範囲としてはより狭い範囲（ＬＭＰ＝２００００～２３０００）に制限する必要があることがわかった。ＬＭＰが２００００未満であるとＡｌ－Ｓｉめっき層と鋼板の拡散が不十分で、未合金のＡｌ－Ｓｉ層が残存するために好ましくない。また図４のめっき条件Ａにおいて、昇温速度５℃／秒と５０℃／秒の場合を比較すると、このような狭い範囲であってもホットスタンプでの昇温速度を大きくするとより組織が微細化することが示されている。昇温速度は、４～２００℃／秒（ｓ）の範囲が好ましい。昇温速度が４℃／秒より遅いと加熱工程に時間がかかることを意味し、ホットスタンプの生産性が低下することを意味し、また２００℃／秒より速いと鋼板内の温度分布の制御が困難になるためいずれも好ましくない。これらＡｌめっき条件、ホットスタンプ条件を適正化することで平均切片長さを３～２０μｍとすることが可能である。
　以上述べたように、鋼の表面に形成したＡｌ－Ｆｅを主とする金属間化合物層の内のＡｌ：４０～６５％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３～２０μｍとすることにより、ホットスタンプによるめっき層に発生するクラックの伝播をめっき層内に止めることができる。これにより、めっき層のクラックに起因する鋼板母材の腐食を抑制することができ、塗装後耐食性に優れた高強度自動車部品等のホットスタンプ成形された部品を得ることができる。
　本発明のホットスタンプ成形された高強度部品は、Ａｌ－Ｆｅを主とする合金めっき層の表面にＺｎＯを含有する表面皮膜層を更に有することができる。
　本発明のホットスタンプ成形された高強度部品は、ホットスタンプ時に極めて硬質であるＡｌ－Ｆｅ金属間化合物が鋼板表面のめっき層に形成される。このため、ホットスタンプ成形のプレス加工時に金型との接触により加工傷が成形部品の表面に形成され、この加工傷が、めっき層にクラックが発生する原因となるという問題がある。本発明者らはＡｌめっき層の表面に優れた潤滑性を有する表面皮膜を形成することで、成形部品の加工傷およびめっき層のクラック発生を抑制できることを見出し、ホットスタンプ成形における成形性及び成形部品の耐食性を向上させることができることを見出した。
　本発明らは、ホットスタンプ成形に適した潤滑性を有する表面皮膜について鋭意研究した結果、Ａｌめっき層の表面にＺｎＯ（酸化亜鉛）を含有する潤滑性表面皮膜層を積層することで、成形部品表面の加工傷およびめっき層のクラック発生を効果的に防止できることを見出した。
　ＺｎＯは、Ａｌめっき鋼板の片面側の表面皮膜層中に、Ｚｎ質量換算で０．３～７ｇ／ｍ2含有される。より好ましくは０．５～４ｇ／ｍ2である。ＺｎＯの含有量がＺｎ質量換算で０．１ｇ／ｍ2以上である場合には、潤滑向上効果や偏り防止効果（Ａｌめっき層厚みの均一化効果）などを効果的に発揮することができる。一方、ＺｎＯの含有量がＺｎ質量換算で７ｇ／ｍ2を超える場合には、Ａｌめっき層及び表面皮膜層の合計厚みが厚くなり過ぎ、溶接性や塗料密着性が低下する。
　図６は、Ａｌめっき鋼板表面へのＺｎ付着量と動摩擦計数の関係を示す図である。表面皮膜層中のＺｎＯの含有量を変動させて、ホットスタンプ成形時の潤滑性の評価を行った。この潤滑性の評価は、以下の試験により行った。まず、ＺｎＯ皮膜層有するＡｌめっき鋼板の各供試材（１５０×２００ｍｍ）を９００℃に加熱した後、７００℃まで冷却した各供試材に、鋼球を介して荷重を上から加え、そして、この鋼球を、供試材上を滑らせて引抜いた。この際、引抜き荷重をロードセルにより測定し、引抜き荷重／押し付け荷重の比を、動摩擦係数とした。その結果を、図６に示す。動摩擦係数が０．６５より小さいと良好と評価できる。Ｚｎ付着量で概ね０．７ｇ／ｍ2以上の領域で、動摩擦係数が効果的に低く抑えられ、熱間潤滑性を向上させられることが判る。
　ＺｎＯを含有する表面皮膜層の形成は、例えば、ＺｎＯを含有する塗料を塗布し、塗布後の焼付け及び乾燥による硬化処理を行うことにより、Ａｌめっき層上に形成することができる。ＺｎＯ塗料の塗布方法としては、例えば、所定の有機性のバインダ（ｂｉｎｄｅｒ）とＺｎＯ粉末の分散物とを混合してＡｌめっき層の表面に塗布する方法、粉体塗装による塗布方法などが挙げられる。塗布後の焼付け及び乾燥方法としては、例えば、熱風炉、誘導加熱炉、近赤外線炉などの方法又はこれらの組み合わせによる方法などが挙げられる。この際、塗布に使用されるバインダの種類によっては、塗布後の焼付け及び乾燥の代わりに、例えば紫外線又は電子線などによる硬化処理が行われてもよい。所定の有機性バインダとしては、例えば、ポリウレタン樹脂やポリエステル樹脂などが挙げられる。しかし、ＺｎＯの表面皮膜層形成方法はこれらの例に限定されるものではなく、様々な方法により形成可能である。
　このようなＺｎＯを含有する表面皮膜層は、ホットスタンプ成形時のＡｌめっき鋼板の潤滑性を高めることができるので、成形された部品表面のめっき層の加工傷およびめっき層のクラック発生を抑制することができる。
　ＺｎＯは、融点が約１９７５℃であり、Ａｌめっき層（アルミの融点は約６６０℃）などに比べても高い。従って、めっき鋼板をホットスタンプ方法で加工する場合など、例えば８００℃以上に鋼板を加熱したとしても、このＺｎＯを含有する表面皮膜層は溶融しない。従って、たとえＡｌめっき鋼板の加熱によりＡｌめっき層が溶融したとしても、ＺｎＯ表面皮膜層によりＡｌめっき層が覆われた状態が維持されるため、溶融したＡｌめっき層の厚みが不均一に偏ることを防止することができる。なお、ホットスタンプ成形された高強度部品のＡｌめっき層の厚みの偏りは、例えば、ブランク材が重力方向に対して縦向きになるような炉によって加熱が行われた場合や、通電加熱や誘導加熱による加熱が行われた場合などに発生しやすい。しかし、この表面皮膜層は、これらの加熱が行われた場合のＡｌめっき層の厚みの偏りをも防止可能であり、Ａｌめっき層をより厚く形成することをも可能である。
　このようにＺｎＯ表面皮膜層は、潤滑性を向上させ、かつ、Ａｌめっき層の厚みを均一化するなどの効果を発揮することにより、ホットスタンプのプレス加工時の成形性及びプレス加工後の耐食性を向上させることができる。
　また、Ａｌめっき層の厚みを均一化することができるので、昇温速度を高めることが可能な通電加熱や誘導加熱による急速加熱を行うことができ、Ａｌ：４０～６５質量％を含有する金属間化合物相の結晶粒の平均切片長さを３～２０μｍとするのに有効である。
　更にはこのＺｎＯ表面皮膜層はスポット溶接性、塗料密着性、塗装後耐食性等の性能を低下させることも無い。塗装後耐食性は、寧ろ表面皮膜層を付与することにより、更に改善される。
　次に、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板を得るための鋼板の成分組成について鋭意検討を行った。その結果、ホットスタンプが金型によるプレスと焼入を同時に行うものであるので、ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板としては、焼入れされやすい成分を含有することで、ホットスタンプ成形後に１０００ＭＰａ以上の高強度を有するホットスタンプ成形された部品と成ることの観点から以下に説明する鋼板の成分を得た。
　以下本発明での鋼板成分を限定した理由について説明する。なお、成分についての％は質量％を意味する。
　（Ｃ：０．１～０．５％）
　本発明は成型後に１０００ＭＰａ以上の高強度を有するホットスタンプ成形された部品を提供とするものであり、高強度を有するために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。焼入性の向上という観点からは、Ｃ量で少なくとも０．１％が必要である。一方、Ｃ量が多過ぎると鋼板の靭性の低下が著しくなるため、加工性が低下する。そのため、Ｃ量は０．５％以下であることが好ましい。
　（Ｓｉ：０．０１～０．７％）
　Ｓｉは、めっき中のＡｌとＦｅ間の反応を促進して、Ａｌめっき鋼板の耐熱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｓｉは、冷間圧延した鋼板の再結晶焼鈍中に安定な酸化皮膜を鋼板表面に形成するので、Ａｌめっきの特性を阻害する元素でもある。この観点からＳｉ量の上限を０．７％とする。しかし、Ｓｉ量を０．０１％未満とすると疲労特性が劣るため、好ましくない。したがって、Ｓｉ量は０．０１～０．７％である。
　（Ｍｎ：０．２～２．５％）
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高める元素としてよく知られている。また、不可避的に混入するＳに起因する熱間脆性を防ぐために必要な元素でもある。この理由から０．２％以上の添加が必要である。また、ＭｎはＡｌめっき後の鋼板の耐熱性も向上させる。しかし、２．５％を超えてＭｎを添加すると焼入れ後のホットスタンプ成形された部品の衝撃特性が低下するため２．５％を上限とする。
　（Ａｌ：０．０１～０．５％）
　Ａｌは、脱酸元素として好適であるので０．０１％以上含有させてよい。しかし多量に含有させると粗大な酸化物を形成して鋼板の機械的性質を損なうので、Ａｌ量の上限は０．５％とする。
　（Ｐ：０．００１～０．１％）
　Ｐは不可避的に鋼板に含有される不純物元素である。しかし、Ｐは固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができるので、Ｐ量の下限を０．００１％とした。ただし、添加量がむやみに増加すると、高強度材での靭性を低下させるなどの悪影響が出るためＰ量の上限を０．１％とした。
　（Ｓ：０．００１～０．１％）
　Ｓは不可避的に含まれる元素である。ＭｎＳとして鋼中の介在物になり、ＭｎＳが多いと、ＭｎＳが破壊の起点となり、延性、靭性を阻害し、加工性劣化の要因となる。したがってＳ量は、低いほど望ましい。Ｓ量の上限を０．１％以下としたが、Ｓ量を必要以上に低下させるには製造コストから望ましくないので、下限を０．００１％とした。
　（Ｎ：０．００１０％～０．０５％）
　Ｎは、ＴｉやＢと容易に結合するので、それらの元素の目的とする効果を減じないように制御しておく必要がある。Ｎ量が０．０５％以下であれば許容できる。望ましくは、Ｎ量は０．０１％以下である。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１０％をＮ量の下限の目安とすればよい。
　次に、鋼中に選択的に含有することができる成分について説明する。
　（Ｃｒ：０．４％超～３％）
　Ｃｒも一般的に焼入性を高める元素であり、Ｍｎと同様に使用されるが、鋼板にＡｌめっき層を適用する際には別の効果も有する。Ｃｒが存在すると、例えばＡｌめっき層を適用後にボックス焼鈍を行ってＡｌめっき層を合金化させる場合に、めっき層と鋼板母材との合金化が行われやすくなる。Ａｌめっき鋼板をボックス焼鈍する際に、Ａｌめっき層内にＡｌＮが生成する。ＡｌＮは、Ａｌめっき層の合金化を抑制し、めっき剥離するが、Ｃｒを添加することによって、ＡｌＮが生成し難くなり、Ａｌめっき層の合金化が容易になる。これらの効果を得るためにはＣｒ量は、０．４％超である。しかし、Ｃｒ量を、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇し、加えてＡｌめっき特性を低下させるため、Ｃｒ量の上限は３％である。
　（Ｍｏ：０．００５～０．５％）
　ＭｏもＣｒと同様に、Ａｌめっき層のボックス焼鈍を行う際、めっき層と鋼板母材との界面に生成するめっき層剥離の原因となるＡｌＮの生成を抑制する効果がある。また、鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素である。それらの効果を得るためにはＭｏ量は、０．００５％必要である。しかし、０．５％を超えて添加しても効果は飽和するので、Ｍｏ量の上限は０．５％である。
　（Ｂ：０．０００１～０．０１％）
　Ｂも鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０００１％以上の添加が必要である。但し、Ｂ量を０．０１％を超えて添加しても効果は飽和し、また鋳造欠陥や熱間圧延時の鋼板の割れを生じさせるなど製造性を低下させるので、Ｂ量の上限は０．０１％である。好ましくは、Ｂ量は０．０００３～０．００５％である。
　（Ｗ：０．０１～３％）
　Ｗは鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上にて効果を発揮する。但し、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので、Ｗ量の上限は３％である。
　（Ｖ：０．０１～２％）
　ＶはＷと同様に、鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上のＶ量で効果を発揮する。但し、Ｖ量を、２％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので、Ｖ量の上限は２％である。
　（Ｔｉ：０．００５～０．５％）
　ＴｉはＮ固定の観点から添加することができる。質量％にて、ＴｉをＮ量の約３．４倍添加することが必要であるが、Ｎは低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、Ｔｉ量の下限を０．００５％とした。またＴｉを過剰に添加しても鋼板の焼入れ性を低下させ、また強度も低下させるため、Ｔｉ量の上限は０．５％である。
　（Ｎｂ：０．０１～１％）
　ＮｂはＴｉと同様にＮ固定の観点から添加することができる。質量％にて、ＮｂをＮ量の約６．６倍添加することが必要であるが、Ｎは低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、Ｎｂ量の下限を０．０１％とした。またＮｂを過剰に添加しても鋼板の焼入れ性を低下させ、また強度も低下させるため、Ｎｂ量の上限は１％であるが、好ましくは０．５％である。
　また、鋼板中の成分として、他にＮｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等を含有しても本発明の効果を阻害しない。Ｎｉは鋼板の焼入れ性に加え、耐衝撃特性改善に繋がる低温靭性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上のＮｉ量で効果を発揮する。但し、Ｎｉ量を、５％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので、０．０１～５％の範囲でＮｉ量を添加しても良い。Ｃｕも鋼板の焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であり、０．１％以上のＣｕ量で効果を発揮する。但し、３％を超えてＣｕ量を添加しても効果は飽和し、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鋼板の割れや疵を生じさせるため、０．０１～３％の範囲でＣｕ量を添加しても良い。さらに、Ｓｎ、Ｓｂはいずれもめっきの鋼板に対する濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であり、０．００５％～０．１％の量で添加できる。いずれも０．００５％未満の量では効果が認められず、０．１％を超えて添加すると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ため、Ｓｎ量、Ｓｂ量の上限は０．１％である。
　また、その他の成分については特に規定しないが、Ｚｒ、Ａｓ等の元素が鉄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本発明に用いる鋼の特性には影響しない。
　次いで、ホットスタンプ成形された高強度部品の製造方法について説明する。
　本発明に用いるホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板は、鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られた冷延鋼板を、溶融めっきラインにおける焼鈍温度を６７０～７６０℃、還元炉内の在炉時間を６０秒以下として、鋼板にＳｉ：７～１５％を含有するＡｌめっきを施すことにより製造する。Ａｌめっき後のスキンパス圧下率を０．１～０．５％にすることが有効である。
　溶融めっきラインの焼鈍温度は鋼板形状に影響し、焼鈍温度を高くすると鋼板のＣ方向の反りが発生しやすい。その結果、Ａｌめっき時に鋼板の幅方向の中央部とエッジ付近とのめっき付着量差が大きくなりやすい。この観点から焼鈍温度は７６０℃以下であることが望ましい。また焼鈍温度が低すぎるとＡｌめっき浴への侵入板温が下がりすぎてドロス欠陥が出やすくなるので、焼鈍温度の下限は６７０℃である。
　還元炉の在炉時間はＡｌめっき特性に影響する。Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ等のＦｅよりも酸化されやすい元素が、還元炉中で、鋼板表面で酸化して、Ａｌめっき浴と鋼板との反応を妨げやすい。特に還元炉内在炉時間が長いと、この影響が顕著となるため、在炉時間は６０秒以下が好ましい。なお、在炉時間の下限は特に限定するものではないが３０秒以上とするのが好ましい。
　Ａｌめっき後に形状調整等の目的でスキンパス圧延を施すが、この時の圧下率はその後のホットスタンプ時のＡｌめっき層の合金化に影響する。圧下により鋼板、めっき層共に歪みが導入され、この影響が考えられる。圧下率が高いとホットスタンプ後の合金層の結晶粒径が小さくなる傾向があるが、その一方、生成した合金層にクラックを与えるため圧下率が低くすぎることも好ましくない。このため圧下率は０．１～０．５％とすることが好ましい。
　また、Ａｌめっき後のボックス焼鈍でＡｌめっき層を合金化させることも可能である。この際には合金化を進行させるために、鋼中にＣｒ、Ｍｏ等を含有させることが好ましい。ボックス焼鈍は例えば６５０℃で１０時間程度とする。
　上述したようにして得られたＡｌめっき鋼板は、その後のホットスタンプ工程において５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱されることができる。また、急速加熱は、Ａｌ－Ｆｅ合金層中のＡｌ：４０～６５％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３～２０μｍとするのに有効である。加熱方式については特に限定せず、通常の炉加熱や輻射熱を用いる近赤外線方式の加熱方式を使用することも可能である。また昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱を行うことが可能な、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することも可能である。
　昇温速度の上限は特に規定しないが、上記の通電加熱や高周波誘導加熱等の加熱方式を使用する場合には、その装置の性能上、３００℃／秒程度が上限となる。
　また、この加熱工程において、最高到達板温を８５０℃以上とすることが好ましい。最高到達板温を８５０℃以上とするのは、鋼板をオーステナイト域まで加熱するとともに、表面まで十分にＡｌめっき層の合金化を進行させるためである。
　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焼き入れを行って、本発明のホットスタンプ成形された高強度部品を得る。
　ホットスタンプ後の成形部品は、溶接、化成処理、電着塗装等を経て最終製品となる。
通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は１～３０μｍ程度である。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。
　以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。
（実施例１）
　通常の熱延工程及び冷延工程を経た、表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を材料として、Ｓｉを含有する溶融Ａｌめっきを行った。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両面合計で１６０ｇ／ｍ2に調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成としては、（Ａ）：Ａｌ－７％Ｓｉ－２％Ｆｅ、浴温６６０℃、及び（Ｂ）：Ａｌ－１１％Ｓｉ－２％Ｆｅ，浴温６４０℃であった。このめっき浴条件は、図４のＡｌめっき条件Ａ、Ｂにそれぞれ相当する。浴中のＦｅは、浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものであることに留意されたい。また焼鈍温度は７２０℃、還元炉内在炉時間は４５秒とした。Ａｌめっき鋼板の外観は概ね不めっき等がなく良好であった。
　こうして作成した試験片の塗装後耐食性を評価した。ホットスタンプ成形は通常の炉加熱手段を用い、Ａｌめっき鋼板の昇温速度は約５℃／秒であった。大気中で２５０×３００ｍｍ大の試験片を加熱し、昇温に約３分、その後約１分保定した後に脱炉し、約７００℃の温度まで大気中で冷却して、ハット形状に成型し、金型冷却した。このときの冷却速度が約２００℃／秒であった。表２に示すように試験片の加熱温度を種々変えて合金化後のＡｌめっき層組織を制御した。
　ハット成形品の縦壁部を５０×１００ｍｍに切出し、塗装後耐食性を評価した。パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ－ＳＸ３５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２０μｍ厚みになるまで塗装した。その後、カッターでこの塗膜にクロスカットを入れ、社団法人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）行ない、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。このとき一般的な防錆鋼板であるＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）（付着量片面４５ｇ／ｍ2）の膨れ幅は５ｍｍであった。
　塗装後耐食性の評価として、◎：膨れ幅４ｍｍ以下、○：膨れ幅４ｍｍ超～６ｍｍ以下、×：膨れ幅６ｍｍ超とした。
　スポット溶接性に評価に関しては、平板で行う必要があるため、４００×５００ｍｍの平板形状の金型を用いた。通常の炉加熱手段を用い、４００×５００ｍｍのＡｌめっき鋼板を昇温速度は約５℃／秒、大気中で加熱し、昇温に約３分、その後約１分保定した後に脱炉し、約７００℃の温度まで大気中で冷却してその後金型で焼入れた。溶融めっきラインでＡｌめっきされたＡｌめっき鋼板の幅方向の両エッジ３０ｍｍを切り捨て、これ以外は全て試験に使用した。ホットスタンプ後に焼入後、３０×５０ｍｍの溶接試験片を切出し、加圧力５００ｋｇｆ、通電１０サイクル（６０Ｈｚ）で適正溶接電流範囲を計測した。この際の下限電流は４√ｔ（ｔは板厚）、上限電流はチリ発生とし、上限電流値－下限電流値を適正溶接電流範囲とした。
　スポット溶接性の評価としては、○：適正溶接電流範囲２ｋＡ超、×：適正溶接電流範囲２ｋＡ以下とした。
　また、ナイタールエッチング後に試験片を断面検鏡して、めっき厚みについて、厚みの平均値、厚みの標準偏差（めっき厚のバラツキ）、厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（標準偏差／平均）を求めた。そして、合金層組織を観察し、Ａｌ：４０～６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さを測定した。この際、試験片はハット成形品において変形の少ないフランジ部から切り出した。
　なお、めっき厚みの平均値およびめっき厚みの標準偏差は、鋼板幅方向の両エッジより５０ｍｍ位置、中央、両エッジより５０ｍｍ位置と中央の中間位置の計５個所で２０×３０ｍｍの試験片をサンプリングした。試験片を切断し、断面検鏡し、表裏の厚みを算出し、１０点の厚みを測定し、厚みの平均値と標準偏差を算出した。
　Ａｌめっき条件、ホットスタンプ条件、平均切片長さ、厚みの平均値、塗装後耐食性、溶接性の評価結果を表２に記載した。
　また同時に断面硬度をビッカース硬度計（荷重１ｋｇｆ）で測定したが、測定した全ての箇所で硬度４２０以上の値が得られた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の評価結果に示すように、Ａｌめっき条件Ａ、Ｂの試験片を、共に同じ条件でホットスタンプしたが、得られた合金層組織（平均切片長さ）には違いが認められた。平均切片長さの大きいものは相対的に塗装後耐食性が低下していた。その原因はめっきクラックに起因するものと推定された。
　すなわち、本発明例はいずれも塗装後耐食性およびスポット溶接性に優れたものであったが、平均切片長さが本発明の要件を満たしていない比較例（番号４，５、１０）は、塗装後耐食性が劣っていた。
　Ａの条件でＡｌめっきした試料を用いて、急速加熱をし、平板の金型で焼入れた。加熱方法は近赤外線加熱炉を用い、このときの昇温速度は５０℃／秒であった。到達板温と保定条件も変化させて、このときのめっき層組織を観察した。その結果と表２の結果をまとめたものが図４である。平均切片長さは、めっき条件、加熱条件に依存することが示されている。
　（実施例２）
　下記表３に示す種々の鋼成分（Ａ～Ｉ）の冷延鋼板（板厚１～２ｍｍ）を使用し、実施例１と同様にＡｌめっきした。この例では、このときの焼鈍温度、還元炉内時間を変更した。Ａｌめっき浴組成は質量％でＳｉ：９％、Ｆｅ：２％を含有していた。浴温は６６０℃、めっき後付着量をガスワイピング法で、両面合計で１６０ｇ／ｍ2に調整した。
　その後実施例１と同様の方法を用いて、ホットスタンプ時の加熱温度を９５０℃とし、焼入した。その後、塗装後耐食性、スポット溶接性を評価した。評価方法は実施例１と同じである。ビッカース硬度は全て４２０以上となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　実施例２では、使用した鋼の成分、板厚、Ａｌめっき浴組成を変えた。表４の評価結果に示すように、板厚が大きくなるとめっき厚の標準偏差が大きくなり、また焼鈍温度が高くなるとめっき厚の標準偏差が大きくなる傾向が認められた。標準偏差が大きいと、適正溶接電流範囲が狭く、スポット溶接においてチリが発生しやすかった。また鋼成分ＧのようなＳｉの高い成分系では、還元炉内の在炉時間が長い（６５秒）と不めっきの発生が認められ、塗装後耐食性が低下した。
　すなわち、表４の評価結果に示すように、本発明例はいずれも塗装後耐食性およびスポット溶接性に優れたものであったが、厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（標準偏差／平均）が０．１５を超える比較例（Ｎｏ．４）は、スポット溶接性が劣っていて、また、還元炉時間が長く、且つ標準偏差／平均が０．１５を超える比較例（Ｎｏ．１０）は、塗装後耐食性およびスポット溶接性の両方が劣っていた。
　（実施例３）
　実施例２の表４の番号２と５のＡｌめっき鋼板を用いて、ボックス焼鈍によりＡｌめっき層を合金化させた。このとき番号２は鋼成分Ａ、番号５は鋼成分Ｂに対応し、これらは鋼中Ｃｒ量に差異がある。このとき番号２(鋼成分Ａ)ではボックス焼鈍時にＡｌめっき層と鋼板との界面付近にＡｌＮが生成してＡｌめっき層の十分な合金化ができていなかった。番号５(鋼成分Ｂ)では合金化ができていた。番号５を用い、その後通電加熱手段を用いて、昇温速度２００℃／秒で９５０℃まで昇温させ、保定することなく、焼入れた。ボックス焼鈍でＡｌめっき層が合金化していたので、通電加熱後もＡｌ－Ｆｅ合金層の膜厚は一定であった。塗装後耐食性及びスポット溶接性を実施例１と同様の方法で評価したところ、塗装後耐食性は◎、スポット溶接性は○相当の評価となり、良好な特性を示した。ビッカース硬度も４８２を示した。
　（実施例４）
　実施例１の表１の鋼を用いて、実施例１のＡｌめっき条件ＢでＡｌめっきを施した。この時のめっき付着量を両面合計で８０～１６０ｇ／ｍ2に調整した。更にＡｌめっき後にＺｎＯの微細分散水溶液（シーアイ化成(株)製ナノテックスラリー）とウレタン系水溶性樹脂の混合液をロールコーターで塗布し、８０℃で乾燥させた。このときのＺｎＯ皮膜の付着量はＺｎ換算で０．５～３ｇ／ｍ2であった。この試験片をホットスタンプし、焼入処理した。
　この際のホットスタンプ条件として、実施例１に示した炉加熱に加えて、赤外線加熱炉も使用した。保定時間は炉加熱が６０秒、赤外線加熱ともに６０秒であった。なお、赤外線加熱での昇温速度は約１９℃／秒であった。こうして作成した試験片を、実施例１と同様の方法で評価した。このときの評価結果を表５に示す。ビッカース硬度は全て４２０以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　ＺｎＯ皮膜を付与した試験片は、付着量が少なくても良好な塗装後耐食性を示した。また、スポット溶接性も良好であった。

Claims (11)

  1. 　ホットスタンプ成形された高強度部品であって、
    　鋼板の表面にＡｌ－Ｆｅ金属間化合物相を含む合金めっき層を有し、
    該合金めっき層は、複数の金属間化合物の相から構成されており、
    前記複数の金属間化合物の相中のＡｌ：４０～６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３～２０μｍであり、
    該Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０～５０μｍであり、
    該Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が、次式：
    　　　　０＜厚みの標準偏差／厚みの平均値≦０．１５
    満足することを特徴とする、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  2. 　前記厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が０．１以下であることを特徴とする、請求項１に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  3. 　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が、質量％でＳｉ：２～７％を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  4. 　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面にＺｎＯを含有する表面皮膜層が積層されていることを特徴とする請求項１または２に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  5. 　前記表面皮膜層のＺｎＯの含有量は、Ｚｎ質量換算で片面０．３～７ｇ／ｍ2であることを特徴とする、請求項４に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  6. 　前記鋼板が成分として質量％で、
    Ｃ：０．１～０．５％、
    Ｓｉ：０．０１～０．７％、
    Ｍｎ：０．２～２．５％、
    Ａｌ：０．０１～０．５％、
    Ｐ：０．００１～０．１％、
    Ｓ：０．００１～０．１％、及び
    Ｎ：０．００１０％～０．０５％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分の鋼板から成ることを特徴とする請求項１または２に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  7. 　前記鋼板が、さらに質量％で、
    Ｃｒ：０．４超～３％、
    Ｍｏ：０．００５～０．５％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１％、
    Ｗ：０．０１～３％、
    Ｖ：０．０１～２％、
    Ｔｉ：０．００５～０．５％、
    Ｎｂ：０．０１～１％
    Ｎｉ：０．０１～５％、
    Ｃｕ：０．１～３％、
    Ｓｎ：０．００５％～０．１％、
    Ｓｂ：０．００５％～０．１％
    から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする請求項６に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
  8. 　ホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．１～０．５％、
    Ｓｉ：０．０１～０．７％、
    Ｍｎ：０．２～２．５％、
    Ａｌ：０．０１～０．５％、
    Ｐ：０．００１～０．１％、
    Ｓ：０．００１～０．１％、及び
    Ｎ：０．００１０％～０．０５％、
    を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分を含む鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られた冷延鋼板を、
    　溶融めっきラインにおいて焼鈍温度６７０～７６０℃まで加熱し、還元炉において６０秒以下保持し、その後のＡｌめっきを施して、Ａｌめっき鋼板を製造する工程、
    　前記Ａｌめっき鋼板を圧延率が０．５～２％なるように調質圧延する工程、
    　前記調質圧延されたＡｌめっき鋼板を、昇温速度３～２００℃／秒で昇温し、次式：
    　　　　ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）
    　（上記式中、Ｔ：鋼板の加熱温度（絶対温度Ｋ）、ｔ：狙い温度に達した後の加熱炉内での保定時間（ｈｒｓ））
    で表されるラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）＝２００００～２３０００の条件でホットスタンプ成形する工程、そして
    　ホットスタンプ後に２０～５００℃/秒の冷却速度で金型で焼入れする工程
    を含むホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記鋼が、更に質量％で、
    Ｃｒ：０．４超～３％、
    Ｍｏ：０．００５～０．５％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１％、
    Ｗ：０．０１～３％、
    Ｖ：０．０１～２％、
    Ｔｉ：０．００５～０．５％、
    Ｎｂ：０．０１～１％
    Ｎｉ：０．０１～５％、
    Ｃｕ：０．１～３％、
    Ｓｎ：０．００５％～０．１％、
    Ｓｂ：０．００５％～０．１％
    から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする請求項８に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記ホットスタンプ成形する工程において、加熱の際の昇温速度が４～２００℃／秒であることを特徴とする請求項８又は９に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記Ａｌめっき鋼板を製造する工程において、Ａｌめっきを施すためのめっき浴が、Ｓｉ量を７～１５％含み、浴温又は浴への侵入板温のいずれかが６５０℃以下であることを特徴とする、請求項８～１０に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
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