WO2018179395A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ成形体 Download PDF

Info

Publication number
WO2018179395A1
WO2018179395A1 PCT/JP2017/013760 JP2017013760W WO2018179395A1 WO 2018179395 A1 WO2018179395 A1 WO 2018179395A1 JP 2017013760 W JP2017013760 W JP 2017013760W WO 2018179395 A1 WO2018179395 A1 WO 2018179395A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
hot stamping
content
hot
plating layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/013760
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
晃大 仙石
浩史 竹林
幸司 秋岡
賢一郎 松村
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to BR112019019587A priority Critical patent/BR112019019587A2/pt
Priority to US16/499,795 priority patent/US20200032360A1/en
Priority to MX2019011731A priority patent/MX2019011731A/es
Priority to JP2019508151A priority patent/JP6819771B2/ja
Priority to CA3057006A priority patent/CA3057006A1/en
Priority to KR1020197032185A priority patent/KR20190133754A/ko
Priority to EP17903939.1A priority patent/EP3604602A4/en
Priority to PCT/JP2017/013760 priority patent/WO2018179395A1/ja
Priority to RU2019134830A priority patent/RU2019134830A/ru
Priority to CN201780089247.7A priority patent/CN110475898A/zh
Publication of WO2018179395A1 publication Critical patent/WO2018179395A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • 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
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • 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
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • C23C28/3225—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • 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
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamping molded body.
  • Structural members used in automobiles and the like are sometimes manufactured by hot stamping (hot pressing) in order to increase both strength and dimensional accuracy.
  • hot stamping hot pressing
  • the steel sheet is heated to Ac 3 points or more and rapidly cooled while being pressed with a mold. That is, in the manufacturing, pressing and quenching are performed simultaneously. According to the hot stamp, it is possible to produce a molded article with high dimensional accuracy and high strength.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet for hot pressing in which a Zn plating layer is formed.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength aluminum-plated steel sheet for automobile members on which an Al plating layer is formed.
  • Patent Document 3 discloses a hot-pressed Zn-based plated steel material in which various elements such as Mn are added to the plated layer of the Zn-plated steel sheet.
  • Patent Document 2 since Al having a melting point higher than that of Zn is used for the plating layer, there is a low possibility that the molten metal enters the steel plate as in Patent Document 1. For this reason, it is expected that excellent fatigue characteristics can be obtained, and as a result, the molded article after hot stamping is excellent in fatigue characteristics.
  • the steel material on which the Al plating layer is formed has a problem that it is difficult to form a phosphate film during the phosphate treatment performed before the coating of the automotive member. In other words, depending on the steel material, the phosphate treatment property cannot be sufficiently obtained, and there is a concern that the corrosion resistance after coating is lowered.
  • the outermost layer (oxide film) after hot stamping is modified to improve spot weldability.
  • LME is generated and hot stamping occurs.
  • the fatigue characteristics of the steel material cannot be obtained sufficiently.
  • the phosphate processability may be reduced.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a hot stamping molded article having excellent fatigue characteristics, spot weldability, and post-coating corrosion resistance.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and the gist of the present invention is the following hot stamping product.
  • a hot stamping body comprising a base material and a plating layer formed on the surface of the base material,
  • the plating layer includes, in order from the base material side, an interface layer, an intermediate layer, and an oxide layer,
  • the interface layer includes one or more Fe—Al alloys whose structures are selected from ⁇ Fe, Fe 3 Al, and FeAl, and the total area ratio of the Fe—Al alloys is 90% or more.
  • the intermediate layer includes one or more Fe—Al—Zn phases selected from Fe (Al, Zn) 2 , Fe 2 (Al, Zn) 5 and Fe (Al, Zn) 3 , and the Fe
  • the total area ratio of the -Al-Zn phase is 50% or more;
  • the average composition of the intermediate layer is mass%, Al: 30-50%, and Zn: 15 to 30%,
  • the oxide layer has an average film thickness of 3.0 ⁇ m or less and an Mg content of 0.05 to 1.00 g / m 2 . Hot stamping body.
  • the interface layer has an average film thickness of 1.0 ⁇ m or more.
  • the total content of Al and Zn in the plating layer is 20 to 100 g / m 2 .
  • the total area ratio of the Fe—Al—Zn phase of the intermediate layer is 90% or more.
  • the plating layer further includes 0.1 to 15% Si by mass%
  • the intermediate layer further includes one or two types of Fe—Al—Si phases selected from Fe 3 (Al, Si) and Fe (Al, Si), and the Fe—Al—Zn phase and The total area ratio of the Fe—Al—Si phase is 90% or more,
  • the hot stamping molded product according to any one of (1) to (3) above.
  • a hot stamping molded article having excellent fatigue characteristics, spot weldability, and post-coating corrosion resistance can be obtained.
  • the inventors of the present invention have studied a method of achieving both LME resistance during hot stamping, spot weldability and post-coating corrosion resistance of a hot stamped body.
  • the present inventors examined a method for improving the post-coating corrosion resistance of the molded body. As a result, it has been found that the corrosion resistance can be improved by including Mg in the plating layer of the molded body.
  • Mg in the plating layer of the molded body.
  • the present inventors have intensively studied a method for improving the corrosion resistance without deteriorating fatigue characteristics and spot weldability.
  • the plating layer has a structure including a layer mainly composed of an Fe—Al alloy on the base material side, an oxide layer on the surface layer side, and a layer located in the middle, and an oxidation formed on the surface layer. It has been clarified that all the above characteristics can be ensured in a well-balanced manner by concentrating an appropriate amount of Mg in the material layer.
  • FIG. 1 is a view for explaining the structure of a hot stamp molded body according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is an example of the image which observed the cross section of the hot stamping molded object which concerns on one Embodiment of this invention by SEM.
  • a hot stamp molded body 1 according to an embodiment of the present invention includes a base material 10 and a plating layer 20 formed on the surface of the base material 10.
  • (B) Base material The improvement of fatigue characteristics, spot weldability, and post-coating corrosion resistance, which are problems of the hot stamped article according to the present embodiment, is realized by the configuration of the plating layer. Therefore, the base material of the hot stamp molded body according to the present embodiment is not particularly limited. However, when the composition of the base material is within the range described below, in addition to fatigue characteristics, spot weldability, and post-coating corrosion resistance, a molded body having suitable mechanical characteristics can be obtained.
  • Carbon (C) is an element that increases the strength of the hot stamping molded body. If the C content is too small, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is excessive, the toughness of the steel material decreases. Therefore, the C content is 0.05 to 0.4%.
  • the C content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.13% or more.
  • the C content is preferably 0.35% or less.
  • Si 0.5% or less
  • Silicon (Si) is an element that is inevitably contained and has a function of deoxidizing steel. However, if the Si content is excessive, Si in the steel diffuses during the heating of the hot stamp, and an oxide is formed on the steel sheet surface, thereby deteriorating the phosphate processability. Si is furthermore an element raising the Ac 3 point of the steel sheet, the Ac 3 point is increased, there is a possibility that the heating temperature during hot stamping may exceed the evaporation temperature of the Zn plating. Therefore, the Si content is 0.5% or less.
  • the Si content is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.2% or less.
  • Mn 0.5 to 2.5%
  • Mn Manganese
  • the Mn content is preferably 0.6% or more, and more preferably 0.7% or more.
  • Mn content is 2.4% or less, and it is more preferable that it is 2.3% or less.
  • Phosphorus (P) is an impurity contained in steel. P segregates at the grain boundaries to lower the toughness of the steel and to reduce the delayed fracture resistance. Therefore, the P content is 0.03% or less. It is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • S 0.01% or less Sulfur (S) is an impurity contained in steel. S forms sulfides, lowers the toughness of the steel, and lowers the delayed fracture resistance. Therefore, the S content is 0.01% or less. It is preferable to reduce the S content as much as possible.
  • Al 0.1% or less
  • Aluminum (Al) is an element that is generally used for the purpose of deoxidizing steel and is inevitably contained. However, if the Al content is excessive, deoxidation is sufficiently performed, but the Ac 3 point of the steel sheet rises, and the heating temperature during hot stamping may exceed the evaporation temperature of Zn plating. Therefore, the Al content is 0.1% or less.
  • the Al content is preferably 0.05% or less. In order to obtain the above effects, the Al content is preferably 0.01% or more.
  • the Al content is sol. It means the content of Al (acid-soluble Al).
  • N 0.01% or less Nitrogen (N) is an impurity inevitably contained in steel. N forms nitrides and lowers the toughness of the steel. Further, when B is contained in the steel, N combines with B to reduce the amount of solute B, and consequently lowers the hardenability. Therefore, the N content is 0.01% or less. It is preferable to reduce the N content as much as possible.
  • B 0 to 0.005% Boron (B) has the effect of enhancing the hardenability of the steel and increasing the strength of the steel material after hot stamping, so it may be contained as necessary. However, if the B content is excessive, this effect is saturated. Therefore, the B content is 0.005% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that B content is 0.0001% or more.
  • Ti 0 to 0.1% Titanium (Ti) combines with N to form a nitride. When Ti and N are bonded in this way, the bond between B and N is suppressed, and a decrease in hardenability due to BN formation can be suppressed. Therefore, Ti may be included as necessary. However, if the Ti content is excessive, the above effect is saturated, and further, Ti nitride is excessively precipitated and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Ti content is 0.1% or less. In addition, Ti refines the austenite grain size at the time of hot stamping heating by the pinning effect, thereby enhancing the toughness of the steel material. In order to acquire said effect, it is preferable that Ti content is 0.01% or more.
  • Cr 0 to 0.5% Since chromium (Cr) has an effect of improving the hardenability of steel, it may be contained as necessary. However, if the Cr content is excessive, Cr carbide is formed. Since this Cr carbide is difficult to dissolve during heating of the hot stamp, it becomes difficult for austenitization to proceed, and the hardenability decreases. Therefore, the Cr content is 0.5% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Cr content is 0.1% or more.
  • Mo 0 to 0.5% Molybdenum (Mo) has an effect of improving the hardenability of steel, and may be contained as necessary. However, if the Mo content is excessive, the above effect is saturated. Therefore, the Mo content is 0.5% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Mo content is 0.05% or more.
  • Niobium (Nb) forms carbides, refines crystal grains during hot stamping, and has the effect of increasing the toughness of the steel. Therefore, niobium (Nb) may be contained as necessary. However, if the Nb content is excessive, not only the above effects are saturated, but also the hardenability is lowered. Therefore, the Nb content is 0.1% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Nb content is 0.02% or more.
  • Nickel (Ni) has the effect of increasing the toughness of the steel. Ni further suppresses embrittlement due to the presence of molten Zn during heating with a hot stamp. Therefore, you may contain Ni as needed. However, if the Ni content is excessive, these effects are saturated. Therefore, the Ni content is 1.0% or less. In order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.1% or more.
  • the balance is Fe and impurities.
  • the impurity is a component that can be contained in ore or scrap as a raw material or a component that can be mixed due to the manufacturing environment, etc., when industrially manufacturing steel materials. It means the ingredient which is not done.
  • the plating layer 20 in the present embodiment includes an interface layer 21, an intermediate layer 22, and an oxide layer 23 in order from the base material 10 side.
  • the average film thickness means an average value of the maximum film thickness and the minimum film thickness of a target layer (film).
  • the interface layer 21 is formed adjacent to the base material 10 and is composed of a structure mainly composed of an Fe—Al alloy.
  • the Fe—Al alloy is a general term for ⁇ Fe, Fe 3 Al, and FeAl. That is, the interface layer 21 includes one or more types whose structures are selected from ⁇ Fe, Fe 3 Al, and FeAl.
  • “mainly Fe—Al alloy” means that the total area ratio of the Fe—Al alloy is 90% or more. The total area ratio of the Fe—Al alloy is preferably 95% or more, and more preferably 99% or more.
  • the Al content in the interface layer 21 is 30% by mass or less, and the Al content decreases as the base material 10 is approached. By forming the interface layer 21 adjacent to the base material 10, LME can be suppressed. In addition, since Zn or Si or the like may be dissolved in the Fe—Al alloy, the interface layer 21 may contain Zn: 10% or less and Si: 10% or less.
  • the average thickness of the interface layer 21 is preferably 1.0 ⁇ m or more, and more preferably 2.0 ⁇ m or more.
  • the lower limit of the average film thickness of the interface layer 21 is more preferably 5.0 ⁇ m, 6.0 ⁇ m, or 7.0 ⁇ m.
  • the interface layer 21 having an average film thickness exceeding 15.0 ⁇ m is not preferable because performance such as corrosion resistance may be deteriorated. Therefore, the average film thickness of the interface layer 21 is preferably 15.0 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average film thickness of the interface layer 21 is more preferably 12.0 ⁇ m, 11.0 ⁇ m, or 10.0 ⁇ m.
  • the intermediate layer 22 is composed of a structure mainly composed of an Fe—Al—Zn phase.
  • the Fe—Al—Zn phase is a general term for Fe (Al, Zn) 2 , Fe 2 (Al, Zn) 5 and Fe (Al, Zn) 3 . That is, the intermediate layer 22 includes at least one selected from the group consisting of Fe (Al, Zn) 2 , Fe 2 (Al, Zn) 5, and Fe (Al, Zn) 3 .
  • the fact that the Fe—Al—Zn phase is mainly means that the total area ratio of the Fe—Al—Zn phase is 50% or more.
  • the total area ratio of the Fe—Al—Zn phase is preferably 90% or more, more preferably 95% or more, and 99% or more. More preferably.
  • the intermediate layer 22 further includes an Fe—Al—Si phase.
  • the Fe—Al—Si phase is a general term for Fe 3 (Al, Si) and Fe (Al, Si). That is, the intermediate layer 22 further includes one or two selected from Fe 3 (Al, Si) and Fe (Al, Si).
  • the total area ratio of the Fe—Al—Zn phase and the Fe—Al—Si phase is preferably 90% or more, more preferably 95% or more, and further preferably 99% or more. .
  • the intermediate layer 22 has an average composition containing Al: 30 to 50% and Zn: 15 to 30% by mass.
  • the Al content in the intermediate layer 22 By setting the Al content in the intermediate layer 22 to 30% or more, LME can be suppressed and fatigue characteristics can be improved. Moreover, the outstanding phosphate processability can be ensured by making Al content 50% or less, and corrosion resistance after coating improves.
  • the Al content is preferably 32% or more, and more preferably 35% or more. Further, the Al content is preferably 48% or less, and more preferably 45% or less.
  • Zn content in the intermediate layer 22 By setting the Zn content in the intermediate layer 22 to 15% or more, excellent phosphate processability can be secured, and post-coating corrosion resistance can be improved. Moreover, LME can be suppressed and a fatigue characteristic can be improved because Zn content shall be 30% or less.
  • the Zn content is preferably 17% or more, and more preferably 20% or more. Moreover, it is preferable that Zn content is 28% or less, and it is more preferable that it is 25% or less.
  • the Mg content is preferably 1.0% or less.
  • the intermediate layer 22 may contain Si: 25% or less.
  • the thickness of the intermediate layer there is no particular restriction on the thickness of the intermediate layer.
  • the thickness of the intermediate layer is preferably 5.0 ⁇ m or more.
  • the film thickness of the intermediate layer is desirably 30.0 ⁇ m or less.
  • the oxide layer 23 is a Zn-based oxide layer and contains Mg.
  • the Zn-based oxide layer specifically means that 50% by mass or more of the metal component contained in the oxide is Zn.
  • the presence of the oxide layer 23 improves the phosphate processability.
  • the average film thickness of the oxide layer 23 is set to 3.0 ⁇ m or less.
  • the average film thickness of the oxide layer 23 is preferably 2.0 ⁇ m or less.
  • the corrosion resistance after coating can be improved.
  • the Mg content in the oxide layer 23 is set to 0.05 g / m 2 or more.
  • the Mg content needs to be 1.00 g / m 2 or less.
  • the plating layer before hot stamping may contain Mg, or a coating containing Mg in the form of coating or the like on the plated steel sheet. It may be generated.
  • the total content of Mg, Cr, Ca, Sr and Ti in the oxide layer 23 is preferably 2.0 g / m 2 or less.
  • the total content of Al and Zn in the plating layer 20 is preferably 20 to 100 g / m 2 .
  • the total content of Al and Zn is preferably 20 to 100 g / m 2 .
  • the total content is preferably 30 g / m 2 or more, and preferably 90 g / m 2 or less.
  • the plating layer 20 preferably further contains 0.1 to 15% Si by mass%.
  • the Si content in the plating layer is preferably 0.3% or more, and preferably 10% or less.
  • the film thickness as the whole plating layer 20 it is preferable to set it as more than 6.0 micrometers from a viewpoint of ensuring corrosion resistance, On the other hand, it is set as 48.0 micrometers or less from a viewpoint of economical efficiency. preferable.
  • the structure of the interface layer, the intermediate layer and the oxide layer, the average composition and thickness, and the chemical composition of the plating layer are determined by the following method.
  • the molded body is cut perpendicular to the surface and the cross section is polished. Then, in this cross section, the concentration of each element in each region of the interface layer and the intermediate layer is analyzed by an electron beam microanalyzer (EPMA). In this case, mapping analysis is performed in a region of 25% or more in the film thickness direction from the film thickness center of each layer and 20 ⁇ m or more in the width direction, and the average composition is used. Thereby, the contents of Al and Zn in the interface layer and the contents of Al, Zn and Mg in the intermediate layer are measured.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the average Si content in the entire plating layer is obtained by the following method.
  • line analysis is performed at a pitch of 0.2 ⁇ m from the base material side to the surface side of the plating layer by EPMA. And it is set as the average composition in the whole plating layer by calculating
  • the metal component contained in the oxide layer is defined as one end of the plating layer where the Fe concentration is lower than the average composition of the base material Among these, a portion where the Zn concentration is less than 50% by mass is defined as the other end of the plating layer, and a region therebetween is defined as the plating layer.
  • the line analysis is performed at five or more places, and the average value is adopted.
  • the total content of Al and Zn contained in the plating layer can be measured by dissolving the hot stamped article with hydrochloric acid and subjecting the solution to inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP analysis). By using this method, the amounts of Al and Zn can be determined individually.
  • ICP analysis inductively coupled plasma emission spectroscopy
  • a method of dissolving the plating layer at a liquid temperature of 40 to 50 ° C. using hydrochloric acid to which no inhibitor is added is suitable.
  • the contents of Mg, Cr, Ca, Sr and Ti contained in the oxide layer are measured by dissolving the hot stamping molded body with an ammonium dichromate solution and analyzing the dissolved liquid by ICP. By using the above solution, it is possible to dissolve only the oxide layer. By using this method, the contents of Mg, Cr, Ca, Sr and Ti can be obtained individually.
  • the structure of the interface layer and the intermediate layer can be obtained by crystal structure analysis by TEM. Furthermore, the thicknesses of the interface layer, the intermediate layer, and the oxide layer can be obtained by taking a photograph of the above-mentioned cross section with an SEM and analyzing the image of this micrograph.
  • the structure of the plating layer of the molded object which concerns on this embodiment is not substantially uniform along the direction parallel to the surface of a molded object.
  • the thicknesses of the interface layer, the intermediate layer, and the oxide layer often differ between the processed region and the non-processed region. Therefore, the analysis described above must be performed in an unprocessed area of the green body.
  • a molded body in which the state of the plating layer in the unprocessed region is within the above-described range is regarded as the molded body according to the present embodiment.
  • the manufacturing method of the hot stamping molded object of this embodiment includes the process of manufacturing the hot stamping plated steel material, and the process of hot stamping with respect to the hot stamping plated steel material.
  • the process for producing the hot stamped plated steel material includes a process for producing a base metal for the hot stamped plated steel material and a process for forming an Al—Zn plated layer on the base metal for the hot stamped plated steel material. included. Furthermore, you may perform a rust-proof oil film formation process and a blanking process before the hot stamping process as needed. Hereinafter, each step will be described in detail.
  • Base material manufacturing process a base material for hot stamped steel is manufactured.
  • a molten steel having the same chemical composition as that of the base material of the hot stamping molded body according to this embodiment exemplified above is manufactured.
  • a slab is manufactured by a casting method, or an ingot is manufactured by an ingot-making method.
  • the base material (hot rolled plate) of the hot stamped steel plate is obtained by hot rolling the slab or ingot.
  • the cold-rolled sheet obtained by performing a pickling process with respect to the said hot-rolled sheet, and performing cold rolling with respect to the hot-rolled sheet after a pickling process is good also considering the cold-rolled sheet obtained by performing a pickling process with respect to the said hot-rolled sheet, and performing cold rolling with respect to the hot-rolled sheet after a pickling process as a base material of the plated steel material for hot stamping.
  • an Al—Zn—Mg plating layer is formed on the base material of the hot stamping plated steel material to produce a hot stamping plated steel material.
  • the method for forming the Al—Zn—Mg plating layer may be a hot dipping process, or any other process such as a thermal spray plating process or a vapor deposition plating process.
  • An example of forming an Al—Zn—Mg plating layer by hot dipping treatment is as follows. That is, the base material is immersed in a hot dipping bath made of Al, Zn, Mg and impurities, and a plating layer is attached to the surface of the base material. Next, the base material to which the plating layer is attached is pulled up from the plating bath.
  • the hot stamping molded body preferably has a total content of Al and Zn in the plating layer of 20 to 100 g / m 2 .
  • the total content of Al and Zn in the plating layer when the base material is pulled up from the plating bath is 20 to 100 g / m 2. .
  • the total content of Al and Zn in the plating layer can be adjusted by appropriately adjusting the pulling speed of the steel plate from the plating bath and the flow rate of the wiping gas.
  • the intermediate layer contains 30 to 50% Al and 15 to 30% Zn in mass%.
  • the contents of Al and Zn can also be controlled mainly in this step (plating treatment step). Specifically, the Al content in the plating bath in this step is set to 40 to 60% and the Zn content is set to 40 to 60%, whereby the contents of Al and Zn in the hot stamped molded body are set as described above. Range.
  • the Mg content in the plating bath is preferably 0.5 to 2.0%, preferably 1.0 to 1.5%. More preferably.
  • the Mg concentration in the plating bath is high, the amount of Mg contained in the plating increases, so the amount of Mg contained in the surface layer oxide of the molded product increases, and the weldability is increased. There is concern about the decline.
  • Mg remains in the intermediate layer in excess of 1.0%, the LME resistance may be lowered.
  • the Mg concentration in the plating bath is low, the amount of Mg contained in the surface layer oxide of the molded product is lowered, and there is a concern that sufficient post-coating corrosion resistance cannot be obtained.
  • Mg may be applied by applying a treatment liquid containing Mg oxide to the upper layer of the plating layer with a bar coater and baking and drying in an oven.
  • the Mg content to be applied is preferably 0.050 to 1.00 g / m 2 .
  • Hot stamp process In the hot stamping process, hot stamping is performed on the hot stamping plated steel material.
  • the normal hot stamping is performed by heating a steel material to a hot stamping temperature range (hot working temperature range), then hot working the steel material, and further cooling the steel material.
  • a hot stamping temperature range hot working temperature range
  • the alloying of the plating layer proceeds sufficiently if the steel material is heated to the hot stamp temperature range, the normal hot stamp technology does not place importance on the control of the heating condition of the steel material.
  • the plated steel material for hot stamping is heated to the hot stamping temperature (quenching heating temperature) after being subjected to the alloying heat treatment. Hot working and cooling.
  • the temperature of the hot stamping plated steel material is raised to the hot stamping temperature, it is possible to form a plating layer having the above-described configuration by performing an alloying heat treatment that is held for a certain time in a predetermined temperature range.
  • the hot stamping plated steel material is charged into a heating furnace (gas furnace, electric furnace, infrared furnace, etc.).
  • the hot stamped plated steel material is heated to a temperature range of 500 to 750 ° C., and an alloying heat treatment is performed for 10 to 450 s within this temperature range.
  • the base material Fe diffuses in the plating layer, and alloying proceeds.
  • the plating layer is changed to the one including the interface layer, the intermediate layer, and the oxide layer in order from the base material side.
  • the alloying heating temperature does not need to be constant and may vary within a range of 500 to 750 ° C.
  • the alloying heating temperature is less than 500 ° C.
  • the plating layer is alloyed at a very low rate, and the heating time is extremely long, which is not preferable from the viewpoint of productivity, and the formation of the intermediate layer is insufficient. There is a risk of becoming.
  • the alloying heating temperature exceeds 750 ° C., the growth of the oxide layer is excessively promoted during this treatment process, and the weldability of the hot stamping body is lowered.
  • the alloying heating time is less than 10 s, the alloying of the plating layer is not completed, so that the plating layer having the above-described interface layer, intermediate layer and oxide layer cannot be obtained.
  • the alloying heating time exceeds 450 s, the amount of oxide growth becomes excessive and the productivity is lowered.
  • the heating conditions for heating the plated steel material for hot stamping to the above alloying heating temperature are not particularly limited. However, from the viewpoint of productivity, it is desirable that the heating time is short.
  • the hot stamped steel is heated to a temperature range of Ac 3 to 950 ° C., and then hot-worked.
  • the time during which the temperature of the hot stamped steel material is within the temperature range of Ac 3 to 950 ° C. is limited to 60 s or less. If the hot stamping plated steel material temperature is within the oxidation temperature range, an oxide layer on the surface of the plating layer grows. When the time for which the temperature of the hot stamped plated steel material is within the oxidation temperature range exceeds 60 seconds, the oxide film grows too much, and there is a concern that the weldability of the formed body may deteriorate.
  • the lower limit of the time during which the hot stamped plated steel temperature is within the oxidation temperature range is more than 0 s.
  • a non-oxidizing atmosphere such as a 100% nitrogen atmosphere
  • an oxidized layer is not formed. Therefore, the hot stamping plated steel material is heated in an oxidizing atmosphere such as an air atmosphere.
  • the conditions such as the heating rate and the maximum heating temperature are not particularly defined, and various conditions capable of performing hot stamping can be selected. .
  • the hot stamping plated steel material taken out from the heating furnace is press-molded using a mold.
  • the steel material is quenched by a mold simultaneously with the press molding.
  • a cooling medium for example, water
  • a hot stamping body can be manufactured by the above process.
  • the method of heating the plated steel material for hot stamping using a heating furnace has been described as an example, the plated steel material for hot stamping may be heated by energization heating. Even in this case, the steel material is heated for a predetermined time by energization heating, and the steel material is press-molded using a mold.
  • the rust-preventing oil film forming process is to form a rust-preventing oil film by applying rust-preventing oil to the surface of the hot stamping plated steel after the plating process and before the hot stamping process. May be included.
  • the surface of the hot stamped plated steel material may be oxidized.
  • the rust-preventing oil film forming step can suppress the formation of the scale of the molded body. Note that any known technique can be used as a method of forming the rust-preventing oil film.
  • This process is a process of forming the steel material into a specific shape by performing a shearing process and / or a punching process on the hot stamped plated steel material after the antirust oil film forming process and before the hot stamping process. .
  • the sheared surface of the steel material after blanking is easily oxidized. However, if a rust-preventing oil film is formed in advance on the steel material surface, the rust-preventing oil spreads to some extent on the shear surface. Thereby, the oxidation of the steel material after blanking can be suppressed.
  • the base material was prepared. That is, slabs were produced by continuous casting using molten steel having the chemical composition shown in Table 1. Subsequently, the slab was hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet was further pickled, and then cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet. And this cold-rolled steel plate was made into the base material (plate thickness 1.4mm) used for manufacture of a hot stamping molded object.
  • plated steel materials for hot stamping (material Nos. 1 to 28) were produced according to the manufacturing conditions shown in Table 2. Moreover, the immersion time in the plating bath at the time of a plating process was 5 s, and the cooling rate to 450 ° C. after lifting from the plating bath was 10 ° C./s.
  • the plated steel material for hot stamping was heated under the conditions shown in Table 3 (heating Nos. 1 to 9), and then immediately subjected to V bending using a hand press machine to simulate hot stamping,
  • the hot stamping molded body of each test example was manufactured.
  • the shape of the mold was such that the outer part of the bending radius by V bending was extended by about 15% at the end of bending. Further, even in a portion where the cooling rate during processing was slow, quenching was performed to a cooling rate of 50 ° C./s or more to the martensite transformation start point (410 ° C.).
  • test pieces for plating layer structure observation, ICP analysis, spot weldability evaluation test, and post-coating corrosion resistance evaluation test were cut out and further bent A test piece for LME resistance evaluation test was cut out.
  • the content of Al and Zn in the interface layer and the content of Al, Zn and Mg in the intermediate layer using EPMA was measured.
  • mapping analysis was performed in an area of 25% or more in the film thickness direction from the film thickness center of each layer and 20 ⁇ m or more in the width direction, and the average composition was calculated.
  • each layer was measured by taking an image of the cross section with an SEM and analyzing the micrograph.
  • tissue of each layer it determined by performing the crystal structure analysis by TEM with respect to the thin piece extract
  • the total content of Al and Zn contained in a plating layer was calculated
  • the content of Mg, Cr, Ca, Sr, and Ti was determined by dissolving only the oxide layer with an ammonium dichromate solution and performing ICP analysis on the solution. .
  • LME The presence or absence of LME was observed by observing the backscattered electron image using the SEM and the backscattered electron detector about the cross section in the thickness direction of the test piece for the LME resistance evaluation test of each test example. At this time, LME was generated when cracking had progressed to the base material (where the Fe concentration was 98% or more). And what was not generating the crack was evaluated as excellent (1), and what the crack extended to the base material beyond the plating layer was evaluated as impossible (4).
  • an energy dispersive X-ray analysis is performed on the area around the crack end position using an energy dispersive X-ray microanalyzer.
  • EDS energy dispersive X-ray analysis
  • spot welding was performed on the test piece for the weldability evaluation test of each test example using a DC power source at a pressure of 350 kgf. Tests were conducted with various welding currents, the value where the nugget diameter of the weld exceeded 4.7 mm was set as the lower limit, the value of the welding current was increased appropriately, and the value generated during welding was set as the upper limit. . A value between the upper limit value and the lower limit value was set as an appropriate current range, and the difference between the upper limit value and the lower limit value was used as an index of spot weldability. In the evaluation of spot weldability, this value is 1.5A or more excellent (1), 1.0A or more and less than 1.5A is good (2), 0.5A or more and less than 1.0A. Yes (3), less than 0.5 A was evaluated as impossible (4).
  • a cation type electrodeposition paint manufactured by Nippon Paint Co., Ltd. was electrodeposited by applying a slope of 160V to each molded body, and further, 20 ° C. at a baking temperature of 170 ° C. Baked for a minute.
  • the film thickness control of the paint after electrodeposition coating was performed under the condition that the electrodeposition coating was 15 ⁇ m with the steel material before hot stamping.
  • a cross-cut was made on the formed body after electrodeposition coating so as to reach the base steel material, and a composite corrosion test (JASO M610 cycle) was conducted. Corrosion resistance is evaluated by the paint blister width, and after the 180-cycle combined corrosion test, the paint blister width is 2.0 mm or less (1), and the one with more than 2.0 mm and 3.0 mm or less is good ( 2) More than 3.0 mm and less than 4.0 mm were evaluated as acceptable (3), and more than 4.0 mm were evaluated as unacceptable (4).
  • An object of the present invention is to provide a hot stamping molded body that is excellent in balance in all of fatigue characteristics (LME resistance), spot weldability, and corrosion resistance after coating. Therefore, considering these evaluation results comprehensively, the overall evaluation A that was excellent or good in any test and the comprehensive evaluation B that was at least impossible in any test was accepted, and either The thing of the comprehensive evaluation C which was impossible in the test was made disqualified. The results are shown in Table 4.
  • the hot stamped article according to the present invention was excellent in all of fatigue characteristics (LME resistance), spot weldability, and corrosion resistance after coating.
  • the hot stamping molded body according to the present invention can be suitably used as a structural member used in an automobile or the like.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)
  • Molds, Cores, And Manufacturing Methods Thereof (AREA)

Abstract

母材１０と母材１０の表面に形成されためっき層２０とを備えるホットスタンプ成形体であって、めっき層２０は、母材１０側から順に、界面層２１、中間層２２および酸化物層２３を含み、界面層２１は、組織がαＦｅ、Ｆｅ３ＡｌおよびＦｅＡｌから選択される１種以上のＦｅ－Ａｌ合金を含み、かつ、Ｆｅ－Ａｌ合金の合計面積率が９９％以上であり、中間層２２は、前記中間層は、Ｆｅ（Ａｌ，Ｚｎ）２、Ｆｅ２（Ａｌ，Ｚｎ）５およびＦｅ（Ａｌ，Ｚｎ）３から選択される１種以上のＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相を含み、かつ、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率が５０％以上であり、平均組成が、質量％で、Ａｌ：３０～５０％、および、Ｚｎ：１５～３０％、を含み、酸化物層２３は、平均膜厚が３．０μｍ以下であり、かつ、Ｍｇ含有量が０．０５～０．５０ｇ／ｍ２である、ホットスタンプ成形体。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
　自動車等に用いられる構造部材（成形体）は、強度および寸法精度をいずれも高めるため、ホットスタンプ（熱間プレス）により製造されることがある。成形体をホットスタンプによって製造する際には、鋼板をＡｃ３点以上に加熱し、金型でプレス加工しつつ急冷する。つまり、当該製造では、プレス加工と焼入れとを同時に行う。ホットスタンプによれば、寸法精度が高く、かつ、高強度の成形体を製造することができる。
　一方、ホットスタンプにより製造された成形体は、高温で加工されていることから、表面にスケールが形成される。このため、ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いることで、スケールの形成を抑制し、さらには耐食性を向上させる技術が提案されている（特許文献１～３参照）。
　例えば、特許文献１にはＺｎめっき層が形成された熱間プレス用鋼板が開示されている。また、特許文献２にはＡｌめっき層が形成された高強度自動車部材用アルミめっき鋼板が開示されている。さらに、特許文献３には、Ｚｎめっき鋼板のめっき層中にＭｎ等の各種元素が添加された熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材が開示されている。
特開２００３－７３７７４号公報 特開２００３－４９２５６号公報 特開２００５－１１３２３３号公報
　特許文献１の技術では、ホットスタンプ後にＺｎが鋼材表層に残存するため、高い犠牲防食作用が期待できる。しかしながら、Ｚｎが溶融した状態で鋼板が加工されるため、溶融Ｚｎが鋼板に侵入し、鋼材内部に割れが生ずるおそれがある。この割れは、液体金属脆化割れ（Liquid Metal Embrittlement、以下「ＬＭＥ」ともいう。）と呼ばれる。そして、ＬＭＥに起因して、鋼板の疲労特性が劣化する。
　なお、現状では、ＬＭＥの発生を回避するために、鋼板加工時の加熱条件を適宜制御する必要がある。具体的には、溶融Ｚｎのすべてが鋼板中に拡散し、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体となるまで加熱をする方法等が採用されている。しかしながら、これらの方法については、長時間の加熱が必要であり、その結果、生産性が低下するという問題がある。
　また、特許文献２の技術では、めっき層にＺｎよりも融点が高いＡｌを用いていることから、特許文献１のように溶融金属が鋼板に侵入するおそれは低い。このため、優れた疲労特性を得られ、ひいてはホットスタンプ後の成形体の疲労特性が優れていると予想される。しかしながら、Ａｌめっき層が形成された鋼材には、自動車用部材の塗装前に行われるりん酸塩処理時に、りん酸塩皮膜を形成し難くなるという問題がある。換言すれば、当該鋼材によってはりん酸塩処理性が十分に得られず、塗装後耐食性が低下する懸念がある。
　さらに、特許文献３の技術では、ホットスタンプ後の最表層（酸化物皮膜）を改質して、スポット溶接性を向上させているが、添加する元素によっては、やはりＬＭＥが発生してホットスタンプ鋼材の疲労特性が十分に得られないおそれがある。また、添加する元素によっては、当該鋼材の疲労特性のみならず、りん酸塩処理性を低下させるおそれがある。
　本発明は、上記の問題点を解決し、疲労特性、スポット溶接性、および塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のホットスタンプ成形体を要旨とする。
　（１）母材と該母材の表面に形成されためっき層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
　前記めっき層は、前記母材側から順に、界面層、中間層および酸化物層を含み、
　前記界面層は、組織がαＦｅ、Ｆｅ３ＡｌおよびＦｅＡｌから選択される１種以上のＦｅ－Ａｌ合金を含み、かつ、前記Ｆｅ－Ａｌ合金の合計面積率が９０％以上であり、
　前記中間層は、Ｆｅ（Ａｌ，Ｚｎ）２、Ｆｅ２（Ａｌ，Ｚｎ）５およびＦｅ（Ａｌ，Ｚｎ）３から選択される１種以上のＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相を含み、かつ、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率が５０％以上であり、
　前記中間層の平均組成が、質量％で、
　Ａｌ：３０～５０％、および、
　Ｚｎ：１５～３０％、を含み、
　前記酸化物層は、平均膜厚が３．０μｍ以下であり、かつ、Ｍｇ含有量が０．０５～１．００ｇ／ｍ２である、
　ホットスタンプ成形体。
　（２）上記界面層は、平均膜厚が１．０μｍ以上である、
　上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
　（３）上記めっき層中のＡｌおよびＺｎの合計含有量が２０～１００ｇ／ｍ２である、
　上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体。
　（４）前記中間層の前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率が９０％以上である、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
　（５）上記めっき層は、質量％で、０．１～１５％のＳｉをさらに含み、
　前記中間層は、Ｆｅ３（Ａｌ，Ｓｉ）およびＦｅ（Ａｌ，Ｓｉ）から選択される１種または２種のＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相をさらに含み、かつ、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相および前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相の合計面積率が９０％以上である、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
　本発明によれば、疲労特性、スポット溶接性、および塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形体を得ることができる。
本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の構造を説明するための図である。 本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の断面をＳＥＭ観察した画像の一例である。
　本発明者らは、ホットスタンプ成形時の耐ＬＭＥ性と、ホットスタンプ成形体のスポット溶接性および塗装後耐食性とを両立する方法について検討した。
　まず、本発明者らは、成形体の塗装後耐食性を向上させる方法について検討を行った。その結果、成形体が有するめっき層中にＭｇを含有させることによって、耐食性を向上できることを見出した。しかし、めっき層中にＭｇを含有する成形体を製造する場合、ホットスタンプ成形時にＬＭＥが生じやすくなり、疲労特性が劣化することが分かった。また、めっき層中のＭｇ含有量が過剰であるとスポット溶接性も低下する。
　そのため、本発明者らは、疲労特性およびスポット溶接性を劣化させることなく、耐食性を向上させる方法について鋭意検討を行った。その結果、めっき層を母材側のＦｅ－Ａｌ合金を主体とする層と、表層側の酸化物の層と、その中間に位置する層とを含む構造にするとともに、表層に形成される酸化物の層中に適切な量のＭｇを濃化させることによって、上記の全ての特性をバランスよく確保できることが明らかになった。
　本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）全体構成
　図１は、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の構造を説明するための図である。また、図２は、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の断面をＳＥＭ観察した画像の一例である。図１および２に示すように、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体１は、母材１０と母材１０の表面に形成されためっき層２０とを備える。
　（Ｂ）母材
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の課題である疲労特性、スポット溶接性、および塗装後耐食性の改善は、めっき層の構成によって実現される。したがって、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材は特に限定されない。しかし、母材の成分が以下に説明する範囲内である場合、疲労特性、スポット溶接性、および塗装後耐食性に加えて、好適な機械特性を有する成形体が得られる。
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．４％
　炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ成形体の強度を高める元素である。Ｃ含有量が少な過ぎると、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が過剰であると、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．４％とする。Ｃ含有量は０．１０％以上であるの他好ましく、０．１３％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．３５％以下であるのが好ましい。
　Ｓｉ：０．５％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、不可避的に含まれ、鋼を脱酸する作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰であると、ホットスタンプの加熱中に鋼中のＳｉが拡散し、鋼板表面に酸化物が形成されて、りん酸塩処理性を低下させる。Ｓｉは、さらに、鋼板のＡｃ３点を上昇させる元素であり、Ａｃ３点が上昇すると、ホットスタンプ時の加熱温度がＺｎめっきの蒸発温度を超えてしまうおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３％以下であるのが好ましく、０．２％以下であるのがより好ましい。上記製品性能の観点からはＳｉ含有量の下限値の制約はないが、上述する脱酸を目的として使用されるため、実質的な下限値が存在する。求められる脱酸レベルによるが、通常は０．０５％である。
　Ｍｎ：０．５～２．５％
　マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼材の強度を高める元素である。Ｍｎ含有量が少な過ぎると、この効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、この効果は飽和する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～２．５％とする。Ｍｎ含有量は０．６％以上であるのが好ましく、０．７％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．４％以下であるのが好ましく、２．３％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０３％以下
　りん（Ｐ）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　硫黄（Ｓ）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、一般に鋼の脱酸目的で使用され、不可避的に含有される元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰であると、脱酸は十分に行われるが、鋼板のＡｃ３点が上昇して、ホットスタンプ時の加熱温度がＺｎめっきの蒸発温度を超えるおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．０１％以下
　窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避的に含まれる不純物である。Ｎは窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる。Ｎはさらに、鋼中にＢが含有される場合、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らし、ひいては焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
　Ｂ：０～０．００５％
　ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼材の強度を高める効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が過剰であると、この効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
　Ｔｉ：０～０．１％
　チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して窒化物を形成する。このようにＴｉとＮとが結合する場合には、ＢとＮとの結合が抑制され、ＢＮ形成による焼入れ性の低下を、抑制することができる。そのため、Ｔｉを必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰であると上記効果が飽和し、さらに、Ｔｉ窒化物が過剰に析出して鋼の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１％以下とする。なお、Ｔｉはそのピン止め効果により、ホットスタンプ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、それにより鋼材の靱性等を高める。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
　Ｃｒ：０～０．５％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰であると、Ｃｒ炭化物が形成される。このＣｒ炭化物は、ホットスタンプの加熱時に溶解し難いことから、オーステナイト化が進行し難くなり、焼き入れ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
　Ｍｏ：０～０．５％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰であると、上記効果は飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。
　Ｎｂ：０～０．１％
　ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して、ホットスタンプ時に結晶粒を微細化し、鋼の靭性を高める効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰であると、上記効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０２％以上であるのが好ましい。
　Ｎｉ：０～１．０％
　ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の靭性を高める効果を有する。Ｎｉは、さらに、ホットスタンプでの加熱時に、溶融Ｚｎの存在に起因した脆化を抑制する。そのため、Ｎｉを必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰であると、これらの効果は飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
　本実施形態のホットスタンプ成形体を構成する母材の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石もしくはスクラップに含まれ得る成分、または、製造環境などに起因して混入され得る成分であって、意図的に加えられていない成分を意味する。
　（Ｃ）めっき層
　図１に示すように、本実施形態におけるめっき層２０は、母材１０側から順に、界面層２１、中間層２２および酸化物層２３を含む。それぞれの層について詳しく説明する。なお、本明細書において、平均膜厚とは、対象となる層（膜）の最大膜厚と最小膜厚との平均値を意味するものとする。
　界面層２１は、母材１０に隣接して形成されており、Ｆｅ－Ａｌ合金を主体とする組織で構成される。なお、本発明において、Ｆｅ－Ａｌ合金とは、αＦｅ、Ｆｅ３ＡｌおよびＦｅＡｌの総称である。すなわち、界面層２１は、組織がαＦｅ、Ｆｅ３ＡｌおよびＦｅＡｌから選択される１種以上を含む。また、Ｆｅ－Ａｌ合金が主体であるとは、Ｆｅ－Ａｌ合金の合計面積率が９０％以上であることを意味する。Ｆｅ－Ａｌ合金の合計面積率は９５％以上であることが好ましく、９９％以上であることがより好ましい。
　界面層２１中のＡｌ含有量は、質量％で、３０％以下であり、母材１０に近づくにつれてＡｌ含有量は低下する。界面層２１が母材１０に隣接して形成されることにより、ＬＭＥを抑制することができる。また、Ｆｅ－Ａｌ合金には、ＺｎまたはＳｉ等が固溶している場合もあるため、界面層２１中には、Ｚｎ：１０％以下、Ｓｉ：１０％以下が含まれていてもよい。
　耐ＬＭＥ性に起因する疲労特性等を向上させるためには、界面層２１の平均膜厚は１．０μｍ以上であるのが好ましく、２．０μｍ以上であるのがより好ましい。界面層２１の平均膜厚の下限は、５．０μｍ、６．０μｍ、または７．０μｍであることがさらに好ましい。
　界面層の平均膜厚の上限値を規定する必要はないが、平均膜厚が１５．０μｍを超える界面層２１は、耐食性等の性能を低下させる場合があるので、好ましくない。したがって、界面層２１の平均膜厚は１５．０μｍ以下であるのが好ましい。界面層２１の平均膜厚の上限は、１２．０μｍ、１１．０μｍ、または１０．０μｍであることがより好ましい。
　中間層２２は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相を主体とする組織で構成される。なお、本発明において、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相とは、Ｆｅ（Ａｌ，Ｚｎ）２、Ｆｅ２（Ａｌ，Ｚｎ）５およびＦｅ（Ａｌ，Ｚｎ）３の総称である。すなわち、中間層２２は、組織がＦｅ（Ａｌ，Ｚｎ）２、Ｆｅ２（Ａｌ，Ｚｎ）５およびＦｅ（Ａｌ，Ｚｎ）３から選択される１種以上を含む。また、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相が主体であるとは、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率が５０％以上であることを意味する。なお、めっき層中にＳｉを含まない場合には、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率は、９０％以上であることが好ましく、９５％以上であることがより好ましく、９９％以上であることがさらに好ましい。
　一方、後述するように、めっき層中にＳｉを含むことによって、母材とめっき層との密着性を向上させることができる。この場合には、中間層２２は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相をさらに含む。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相とは、Ｆｅ３（Ａｌ，Ｓｉ）およびＦｅ（Ａｌ，Ｓｉ）の総称である。すなわち、中間層２２は、Ｆｅ３（Ａｌ，Ｓｉ）およびＦｅ（Ａｌ，Ｓｉ）から選択される１種または２種をさらに含む。この場合、Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相およびＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相の合計面積率は、９０％以上であることが好ましく、９５％以上であることがより好ましく、９９％以上であることがさらに好ましい。
　また、中間層２２は、質量％で、Ａｌ：３０～５０％、および、Ｚｎ：１５～３０％、を含む平均組成を有する。
　中間層２２中のＡｌ含有量を３０％以上とすることで、ＬＭＥを抑制し疲労特性を向上させることができる。また、Ａｌ含有量を５０％以下とすることで、優れたりん酸塩処理性を確保することができ、塗装後耐食性が向上する。Ａｌ含有量は３２％以上であるのが好ましく、３５％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は４８％以下であるのが好ましく、４５％以下であるのがより好ましい。
　中間層２２中のＺｎ含有量を１５％以上とすることで、優れたりん酸塩処理性を確保することができ、塗装後耐食性の向上を図ることができる。また、Ｚｎ含有量を３０％以下とすることで、ＬＭＥを抑制し疲労特性を向上させることができる。Ｚｎ含有量は１７％以上であるのが好ましく、２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｚｎ含有量は２８％以下であるのが好ましく、２５％以下であるのがより好ましい。
　さらに、中間層２２中のＭｇ含有量を低減することで、耐ＬＭＥ性を向上させることが可能になる。そのため、Ｍｇ含有量は１．０％以下であることが好ましい。また、中間層２２がＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相を含む場合には、中間層２２中にＳｉ：２５％以下が含まれていてもよい。
　中間層の膜厚については特に制限は設けない。しかし、中間層の膜厚が小さい場合、成形体の耐食性の性能が下がるので、中間層の膜厚を５．０μｍ以上とすることが望ましい。また、中間層の膜厚が過剰に大きくなると、製造コストが高くなり、さらにホットスタンプ時の加熱時間が長くなる懸念がある。したがって、中間層の膜厚は３０．０μｍ以下が望ましい。
　酸化物層２３は、Ｚｎ主体の酸化物層であり、Ｍｇを含む。ここで、Ｚｎ主体の酸化物層とは、具体的には、酸化物中に含まれる金属成分の５０質量％以上がＺｎであることを意味する。酸化物層２３の存在により、りん酸塩処理性が向上する。しかしながら、酸化物層２３が厚過ぎると、成形体の耐食性および溶接性等に悪影響を及ぼすため、酸化物層２３の平均膜厚は３．０μｍ以下とする。ホットスタンプ成形体のスポット溶接性および塗装後耐食性等の性能を向上させるためには、酸化物層２３の平均膜厚は２．０μｍ以下とすることが好ましい。
　酸化物層２３中にＭｇを含有することで、塗装後耐食性を向上することができる。この効果を得るためには、酸化物層２３中のＭｇ含有量は０．０５ｇ／ｍ２以上とする。しかしながら、Ｍｇ酸化物は電気抵抗が高いことから、その含有量が増えるとスポット溶接性が低下する。スポット溶接性を確保するためには、Ｍｇ含有量は１．００ｇ／ｍ２以下とする必要がある。
　ホットスタンプ成形体の酸化物中にＭｇを含有させるためには、ホットスタンプ前のめっき層中にＭｇを含有させてもよいし、めっき鋼板の上に塗装等の形態でＭｇを含有する皮膜を生成しておいてもよい。
　Ｃｒ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉ等は、Ｍｇと同様に酸化されやすいため、成形体の表層に酸化物として濃化する。そのため、酸化物層２３中にこれらの元素が含まれていてもよい。しかしながら、これらの酸化物もＭｇと同様に電気抵抗が高いため、過剰に濃化すると、ホットスタンプ成形体の溶接性が悪化するおそれがある。そのため、酸化物層２３中のＭｇ、Ｃｒ、Ｃａ、ＳｒおよびＴｉの合計含有量は、２．０ｇ／ｍ２以下であるのが好ましい。
　また、めっき層２０中のＡｌおよびＺｎの合計含有量は２０～１００ｇ／ｍ２であることが好ましい。ＡｌおよびＺｎの合計含有量を、２０ｇ／ｍ２以上とすることで、母材１０の表面にめっき層２０を設けたことによる効果を得ることができる。一方、上記の合計含有量を１００ｇ／ｍ２以下とすることで、ホットスタンプ成形体の原材料費を抑制して製造コスト削減を図ることができるともに、ホットスタンプ成形体の溶接性を担保することができる。上記の合計含有量は３０ｇ／ｍ２以上であるのが好ましく、９０ｇ／ｍ２以下であるのが好ましい。
　めっき層２０は、質量％で、０．１～１５％のＳｉをさらに含むことが好ましい。めっき層中のＳｉ含有量を０．１％以上とすることで、母材とめっき層との密着性を向上させることができる。一方、上記Ｓｉ含有量を１５％以下とすることで、ホットスタンプ成形体の耐食性および溶接性等の性能を担保することができる。上記Ｓｉ含有量は０．３％以上であるのが好ましく、１０％以下であるのが好ましい。
　また、めっき層２０全体としての膜厚については特に制限は設けないが、耐食性を確保する観点から６．０μｍ超とすることが好ましく、一方、経済性の観点から４８．０μｍ以下とすることが好ましい。
　ここで、本発明においては、界面層、中間層および酸化物層の組織、平均組成および厚さ、ならびにめっき層の化学組成については、以下の方法により求めるものとする。
　まず、成形体を表面に垂直に切断し、断面を研磨する。そして、この断面において界面層および中間層のそれぞれの領域における各元素の濃度を、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析する。この際、各層の膜厚中心から膜厚方向に上下２５％以上、幅方向に２０μｍ以上の領域において、マッピング分析を行い、その平均組成を用いることとする。これにより、界面層のＡｌおよびＺｎの含有量、ならびに中間層のＡｌ、ＺｎおよびＭｇの含有量を測定する。
　また、めっき層全体での平均Ｓｉ含有量は、以下の方法により求める。まず、ＥＰＭＡにより、母材側からめっき層の表面側に向かって０．２μｍピッチでライン分析を行う。そして、めっき層での測定結果の平均値を求めることで、めっき層全体での平均組成とする。母材側からめっき層の表面側まで連続的に測定を行った際に、Ｆｅ濃度が母材の平均組成より低くなる箇所をめっき層の一方の端部とし、酸化物層に含まれる金属成分のうちＺｎ濃度が５０質量％未満となる箇所をめっき層の他方の端部とし、その間の領域をめっき層とする。また、ライン分析は５か所以上で行い、その平均値を採用することとする。
　めっき層に含まれるＡｌおよびＺｎの合計含有量は、ホットスタンプ成形体を塩酸で溶解し、溶解液を誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ分析）することで測定可能である。この方法を用いることで、ＡｌおよびＺｎの量を個別に求めることが可能である。
　ホットスタンプ加熱前のめっき鋼材を溶解する際には、めっき層のみを溶解するために、母材のＦｅの溶解を抑制するインヒビターを塩酸に添加することが一般的である。しかしながら、ホットスタンプ成形体のめっき層はＦｅを含有しているので、上記方法では、十分にホットスタンプ成形体のめっき層が溶解しない。
　そのため、成形体のめっき中ＡｌおよびＺｎ量をＩＣＰ分析にて求める際には、インヒビターを添加していない塩酸を用い、４０～５０℃の液温でめっき層を溶解する方法が適している。また、溶解後にはＡｌまたはＺｎといっためっき成分の解け残りがないかを確認するために、溶解後のホットスタンプ成形体の表面をＥＰＭＡで組成分析することが望ましい。上述された分析は、成形体の加工されていない領域において実施されなければならない。
　また、酸化物層に含まれるＭｇ、Ｃｒ、Ｃａ、ＳｒおよびＴｉの含有量は、ホットスタンプ成形体を重クロム酸アンモニウム溶液で溶解し、溶解液をＩＣＰ分析することで測定する。上記溶解液を用いることで、酸化物層のみを溶解することが可能である。この方法を用いることで、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃａ、ＳｒおよびＴｉの含有量を個別に求めることが可能である。
　さらに、界面層および中間層の組織は、ＴＥＭによる結晶構造解析により得られる。さらに、界面層、中間層および酸化物層の厚さは、上述の断面の写真をＳＥＭで撮影し、この顕微鏡写真を画像解析することにより得られる。
　なお、本実施形態に係る成形体のめっき層の構成は、成形体の表面に平行な方向に沿って実質的に一様ではない。特に、界面層、中間層および酸化物層の厚さは、加工された領域と加工されていない領域とで異なることが多い。したがって、上述された分析は、成形体の加工されていない領域において実施されなければならない。加工されていない領域におけるめっき層の状態が上述の範囲内である成形体は、本実施形態に係る成形体であるとみなされる。
　（Ｄ）製造方法
　本実施形態のホットスタンプ成形体の製造方法は、ホットスタンプ用めっき鋼材を製造する工程と、ホットスタンプ用めっき鋼材に対してホットスタンプする工程とを含む。また、上記のホットスタンプ用めっき鋼材を製造する工程には、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材を製造する工程と、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材にＡｌ－Ｚｎめっき層を形成する工程とが含まれる。さらに、ホットスタンプする工程の前に、必要に応じて、防錆油膜形成工程およびブランキング加工工程を行ってもよい。以下、各工程について、詳述する。
［母材製造工程］
　母材製造工程では、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材を製造する。例えば、上に例示された本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材の化学組成と同じ化学組成を有する溶鋼を製造する。そして、この溶鋼を用いて、鋳造法によりスラブを製造するか、または、造塊法によりインゴットを製造する。
　次いで、スラブまたはインゴットを熱間圧延することにより、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材（熱延板）が得られる。なお、上記熱延板に対して酸洗処理を行い、酸洗処理後の熱延板に対して冷間圧延を行って得られる冷延板をホットスタンプ用めっき鋼材の母材としてもよい。
［めっき処理工程］
　めっき処理工程では、上記ホットスタンプ用めっき鋼材の母材にＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇめっき層を形成して、ホットスタンプ用めっき鋼材を製造する。Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇめっき層の形成方法は、溶融めっき処理であってもよいし、溶射めっき処理、蒸着めっき処理等の、その他のいかなる処理であってもよい。母材とめっき層との密着性を高めるためには、めっき層にＳｉを含有させることが好ましい。
　溶融めっき処理によるＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇめっき層の形成例は、以下のとおりである。すなわち、母材を、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｇおよび不純物からなる溶融めっき浴に浸漬し、母材表面にめっき層を付着させる。次いで、めっき層が付着した母材をめっき浴から引き上げる。
　なお、上述したとおり、ホットスタンプ成形体については、めっき層中のＡｌおよびＺｎの合計含有量が２０～１００ｇ／ｍ２であることが好ましい。この合計含有量を確保するには、本工程において、母材をめっき浴から引き上げた際のめっき層中のＡｌおよびＺｎの合計含有量を、２０～１００ｇ／ｍ２とすることが肝要である。
　本工程においては、めっき浴からの鋼板の引き上げ速度、ワイピングのガスの流量を適宜調整することにより、めっき層中のＡｌおよびＺｎの合計含有量を調整することが可能となる。
　また、上述したとおり、ホットスタンプ成形体のめっき層においては、中間層が、質量％で、３０～５０％のＡｌと、１５～３０％のＺｎとを含む。このＡｌおよびＺｎの含有量についても、主に、本工程（めっき処理工程）において制御することができる。具体的には、本工程におけるめっき浴中のＡｌ含有量を４０～６０％とするとともに、Ｚｎ含有量を４０～６０％とすることで、ホットスタンプ成形体におけるＡｌおよびＺｎの含有量を上記の範囲とすることができる。
　また、溶融めっき処理によりＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇめっき層を形成する場合には、めっき浴中のＭｇ含有量は０．５～２．０％とすることが好ましく、１．０～１．５％とすることがより好ましい。めっき鋼板の付着量にもよるが、めっき浴のＭｇ濃度が高いと、めっき中に含有するＭｇ量が増加することから、成形品の表層酸化物に含まれるＭｇ量が増加し、溶接性の低下が懸念される。また、中間層にＭｇが１．０％を超えて残存することで耐ＬＭＥ性の低下も懸念される。一方で、めっき浴のＭｇ濃度が低いと、成形品の表層酸化物に含まれるＭｇ量が低下し、十分な塗装後耐食性が得られない懸念がある。
　Ｍｇを含まない溶融めっき浴を用いる場合には、めっき層のさらに上層にＭｇ酸化物を含有する処理液をバーコータにより塗布し、オーブンで焼付け乾燥させることで、Ｍｇを塗装してもよい。Ｍｇ塗装を行う場合には、塗布するＭｇ含有量を０．０５０～１．００ｇ／ｍ２とするのが好ましい。
［ホットスタンプ工程］
　ホットスタンプ工程では、上述のホットスタンプ用めっき鋼材にホットスタンプを行う。通常のホットスタンプは、鋼材をホットスタンプ温度範囲（熱間加工温度範囲）まで加熱し、次いで鋼材を熱間加工し、さらに鋼材を冷却することにより行われる。通常のホットスタンプ技術によれば、製造時間を短縮するために、鋼材の加熱速度をなるべく大きくすることがよいとされる。また、鋼材をホットスタンプ温度範囲まで加熱すればめっき層の合金化が十分に進むので、通常のホットスタンプ技術は、鋼材の加熱条件の制御を重要視していない。
　しかしながら、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造するためのホットスタンプ工程では、ホットスタンプ用めっき鋼材に対して、合金化加熱処理を施した後に、ホットスタンプ温度（焼入れ加熱温度）まで加熱し、熱間加工および冷却する。ホットスタンプ用めっき鋼材をホットスタンプ温度まで昇温させる際に、所定の温度域で一定時間保持する合金化加熱処理を行うことで、上述した構成を有するめっき層を形成することが可能となる。
　ホットスタンプ工程では、まず、ホットスタンプ用めっき鋼材を加熱炉（ガス炉、電気炉、赤外線炉等）に装入する。加熱炉内で、ホットスタンプ用めっき鋼材を５００～７５０℃の温度範囲まで加熱し、この温度範囲内で１０～４５０ｓ保持する合金化加熱処理を行う。合金化加熱処理を行うことにより、めっき層中に母材のＦｅが拡散して、合金化が進行する。この合金化により、めっき層は、母材側から順に、界面層、中間層および酸化物層を含むものに変化する。なお、合金化加熱温度は一定である必要はなく、５００～７５０℃の範囲内で変動してもよい。
　合金化加熱温度が５００℃未満であると、めっき層が合金化する速度が極めて小さく、加熱時間が極端に延びるため、生産性の観点から好ましくないことに加えて、中間層の形成が不十分となるおそれがある。一方、合金化加熱温度が７５０℃を超えると、この処理過程で酸化物層の成長が過剰に促進され、ホットスタンプ成形体の溶接性が低下する。
　また、合金化加熱時間が１０ｓ未満であると、めっき層の合金化が完了しないので、上述の界面層、中間層および酸化層を有するめっき層が得られない。一方、合金化加熱時間が４５０ｓを超えると、酸化物の成長量が過剰となり、また、生産性の低下に繋がる。
　ホットスタンプ用めっき鋼材を、上述の合金化加熱温度まで加熱する際の加熱条件は特に限定されない。ただし、生産性の観点から、加熱時間は短いことが望ましい。
　合金化加熱処理が終了した後、Ａｃ３点～９５０℃の温度範囲までホットスタンプ用めっき鋼材を加熱し、次いで熱間加工を行う。この際、ホットスタンプ用めっき鋼材温度がＡｃ３点～９５０℃の温度範囲（酸化温度範囲）内にある時間を６０ｓ以下に制限する。ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にあると、めっき層の表層の酸化層が成長する。ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にある時間が６０ｓを超えると、酸化物皮膜が成長し過ぎて、成形体の溶接性の低下が懸念される。一方、酸化物被膜の生成速度は非常に速いので、ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にある時間の下限値は０ｓ超である。ただし、ホットスタンプ用めっき鋼材の加熱が１００％窒素雰囲気等の非酸化雰囲気で行われた場合、酸化層が形成されないので、ホットスタンプ用めっき鋼材の加熱は大気雰囲気等の酸化雰囲気で行う。
　ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にある時間が６０ｓ以下である限り、加熱速度および最高加熱温度等の条件は特に規定されず、ホットスタンプを行いうる種々の条件を選択することができる。
　次に、加熱炉から取り出されたホットスタンプ用めっき鋼材を、金型を用いてプレス成形する。本工程では、このプレス成形と同時に、金型によって当該鋼材を焼入れする。金型内には冷却媒体（例えば水）が循環しており、金型がホットスタンプ用めっき鋼材の抜熱を促して、焼入れがなされる。以上の工程により、ホットスタンプ成形体を製造することができる。
　なお、加熱炉を用いてホットスタンプ用めっき鋼材を加熱する方法を例に説明したが、通電加熱によりホットスタンプ用めっき鋼材を加熱してもよい。この場合であっても、通電加熱により鋼材を所定時間加熱し、金型を用いて当該鋼材のプレス成形を行う。
［防錆油膜形成工程］
　防錆油膜形成工程は、めっき処理工程後、かつ、ホットスタンプ工程前に、ホットスタンプ用めっき鋼材の表面に防錆油を塗布して防錆油膜を形成するものであり、製造方法に任意に含まれてもよい。ホットスタンプ用めっき鋼材が製造されてからホットスタンプが行われるまでの時間が長い場合には、ホットスタンプ用めっき鋼材の表面が酸化されるおそれがある。しかしながら、防錆油膜形成工程により防錆油膜が形成されたホットスタンプ用めっき鋼材の表面は酸化し難いので、防錆油膜形成工程は、成形体のスケールの形成を抑制することができる。なお、防錆油膜の形成方法は、公知のいかなる技術を用いることもできる。
［ブランキング加工工程］
　本工程は、防錆油膜形成工程後、かつ、ホットスタンプ工程前に、ホットスタンプ用めっき鋼材に対して剪断加工および／または打ち抜き加工を行って、当該鋼材を特定の形状に成形する工程である。ブランキング加工後の鋼材の剪断面は酸化し易い。しかしながら、鋼材表面に事前に防錆油膜が形成されていれば、上記剪断面にも防錆油がある程度広がる。これにより、ブランキング加工後の鋼材の酸化を抑制することができる。
　以上、本発明の一実施形態について説明したが、上述した実施形態は本発明の例示にすぎない。したがって、本発明は、上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内において、適宜設計変更することができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　まず、母材を準備した。すなわち、表１に示す化学組成の溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造した。次いで、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造し、熱延鋼板をさらに酸洗した後、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造した。そして、この冷延鋼板をホットスタンプ成形体の製造に用いる母材（板厚１．４ｍｍ）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、このように製造した母材を用いて、表２に示す製造条件に従い、ホットスタンプ用めっき鋼材（材料Ｎｏ．１～２８）を作製した。また、めっき処理時のめっき浴への浸漬時間は５ｓとし、めっき浴から引き上げた後の４５０℃までの冷却速度は１０℃／ｓとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　その後、上記のホットスタンプ用めっき鋼材に対して、表３に示す条件（加熱Ｎｏ．１～９）で加熱した後、直ちにハンドプレス機を用いて、ホットスタンプを模擬したＶ曲げ加工を施し、各試験例のホットスタンプ成形体を製造した。なお、金型の形状は、Ｖ曲げ加工による曲げ半径の外側部分が曲げ加工終了時に１５％程度伸ばされるような形状とした。また、加工時の冷却速度が遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点（４１０℃）程度まで、５０℃／ｓ以上の冷却速度となるように焼入れした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた各試験例のホットスタンプ成形体の平板部から、めっき層の構造観察用、ＩＣＰ分析用、スポット溶接性評価試験用および塗装後耐食性評価試験用の試験片を切り出し、さらに曲げ加工部から耐ＬＭＥ性評価試験用の試験片を切り出した。
　めっき層の構造観察用試験片については、成形体の表面に垂直な断面を研磨した後、ＥＰＭＡを用いて、界面層のＡｌおよびＺｎの含有量、ならびに中間層のＡｌ、ＺｎおよびＭｇの含有量の測定を行った。ＥＰＭＡ分析に際しては、各層の膜厚中心から膜厚方向に上下２５％以上、幅方向に２０μｍ以上の領域において、マッピング分析を行い、その平均組成を算出した。
　また、めっき層全体での平均Ｓｉ含有量を求める際には、ＥＰＭＡにより、母材側からめっき層の表面側に向かって０．２μｍピッチでライン分析を行い、めっき層での測定結果の平均値を算出した。ライン分析は５か所において行い、その平均値をめっき層全体での平均組成とした。
　さらに、上記断面をＳＥＭで撮影し、その顕微鏡写真を画像解析することで、各層の厚さを測定した。各層の組織については、上記試験片の同じ場所から採取した薄片に対してＴＥＭによる結晶構造解析を行うことにより判定した。
　そして、ＩＣＰ分析用試験片については、５０℃の塩酸でめっき層を溶解した後、溶解液をＩＣＰ分析することで、めっき層に含まれるＡｌおよびＺｎの合計含有量を求めた。また、同様に、ＩＣＰ分析用試験片について、重クロム酸アンモニウム溶液で酸化物層のみを溶解し、溶解液をＩＣＰ分析することで、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃａ、ＳｒおよびＴｉの含有量を求めた。
　次に、以下に示すように、耐ＬＭＥ性評価試験、スポット溶接性評価試験および塗装後耐食性評価試験を行った。
［耐ＬＭＥ性評価試験］
　各試験例の耐ＬＭＥ性評価試験用試験片の厚さ方向断面について、ＳＥＭおよび反射電子検出器を用いて反射電子像を観察することにより、ＬＭＥの発生の有無を観察した。この時、母材（Ｆｅ濃度が９８％以上の箇所）にまで割れが進展している場合をＬＭＥ発生とした。そして、クラックが発生していないものを優（１）、クラックがめっき層を越えて母材まで延在しているものを不可（４）と評価した。
　なお、クラックの終端位置の判定が上記観察では困難な場合には、エネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザを用い、クラック終端位置の周囲領域に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を行うことで、母材までクラックが延在しているか否かを判定した。この際、Ａｌ、Ｚｎの含有量の合計が０．５％を超えている領域をめっき層とし、それよりも鋼材の内側領域を母材と認定した。
［スポット溶接性評価試験］
　各試験例の溶接性評価試験用試験片に対して、直流電源を用いて、加圧力３５０ｋｇｆにてスポット溶接を実施した。種々の溶接電流にて試験を実施し、溶接部のナゲット径が４．７ｍｍを超えた値を下限値とし、適宜溶接電流の値を上げていき、溶接時にチリ発生した値を上限値とした。そして、上限値と下限値の間の値を適正電流範囲と設定し、上限値と下限値との差をスポット溶接性の指標とした。スポット溶接性の評価においては、この値が１．５Ａ以上のものを優（１）、１．０Ａ以上１．５Ａ未満のものを良（２）、０．５Ａ以上１．０Ａ未満のものを可（３）、０．５Ａ未満のものを不可（４）と評価した。
［塗装後耐食性評価試験］
　各試験例の塗装後耐食性評価試験用試験片に対して、日本パーカライジング株式会社製の表面調整処理剤（商品名：プレパレンＸ）を用いて、表面調整を室温で２０ｓ行った。次いで、日本パーカライジング株式会社製のりん酸亜鉛処理液（商品名：パルボンド３０２０）を用いて、りん酸塩処理を行った。具体的には、処理液の温度を４３℃とし、成形体を処理液に１２０ｓ浸漬した。これにより、鋼材表面にりん酸塩被膜が形成された。
　上述のリン酸塩処理を実施した後、各成形体に対して、日本ペイント株式会社製のカチオン型電着塗料を、電圧１６０Ｖのスロープ通電で電着塗装し、さらに、焼き付け温度１７０℃で２０分間焼き付け塗装した。電着塗装後の塗料の膜厚制御は、ホットスタンプ成形前の鋼材にて、電着塗装が１５μｍとなる条件にて実施した。
　電着塗装した後の成形体に対して、素地の鋼材にまで到達するようにクロスカットをいれ、複合腐食試験（ＪＡＳＯ　Ｍ６１０サイクル）を実施した。塗装膨れ幅にて耐食性を評価し、１８０サイクルの複合腐食試験を実施した後の塗装膨れ幅が２．０ｍｍ以下のものを優（１）、２．０ｍｍ超３．０ｍｍ以下のものを良（２）、３．０ｍｍ超４．０ｍｍ以下のものを可（３）、４．０ｍｍ超のものを不可（４）と評価した。
［評価結果］
　本発明においては、疲労特性（耐ＬＭＥ性）、スポット溶接性、および塗装後耐食性の全てにおいてバランスよく優れるホットスタンプ成形体を提供することを目的としている。そのため、これらの評価結果を総合的に勘案し、いずれの試験においても優または良であった総合評価Ａおよびいずれの試験においても少なくとも不可がなかった総合評価Ｂのものを合格とし、いずれかの試験において不可があった総合評価Ｃのものを不合格とした。それらの結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４からも明らかなように、本発明に係るホットスタンプ成形体は、疲労特性（耐ＬＭＥ性）、スポット溶接性、および塗装後耐食性の全てにおいてバランスよく優れることが確認された。
　本発明によれば、疲労特性、スポット溶接性、および塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形体を得ることができる。したがって、本発明に係るホットスタンプ成形体は、自動車等に用いられる構造部材等として好適に用いることができる。

Claims (5)

  1. 　母材と該母材の表面に形成されためっき層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
    　前記めっき層は、前記母材側から順に、界面層、中間層および酸化物層を含み、
    　前記界面層は、組織がαＦｅ、Ｆｅ３ＡｌおよびＦｅＡｌから選択される１種以上のＦｅ－Ａｌ合金を含み、かつ、前記Ｆｅ－Ａｌ合金の合計面積率が９０％以上であり、
    　前記中間層は、Ｆｅ（Ａｌ，Ｚｎ）２、Ｆｅ２（Ａｌ，Ｚｎ）５およびＦｅ（Ａｌ，Ｚｎ）３から選択される１種以上のＦｅ－Ａｌ－Ｚｎ相を含み、かつ、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率が５０％以上であり、
    　前記中間層の平均組成が、質量％で、
    　Ａｌ：３０～５０％、および、
    　Ｚｎ：１５～３０％、を含み、
    　前記酸化物層は、平均膜厚が３．０μｍ以下であり、かつ、Ｍｇ含有量が０．０５～０．５０ｇ／ｍ２である、
    　ホットスタンプ成形体。
  2. 　上記界面層は、平均膜厚が１．０μｍ以上である、
    　請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　上記めっき層中のＡｌおよびＺｎの合計含有量が２０～１００ｇ／ｍ２である、
    　請求項１または請求項２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 　前記中間層の前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相の合計面積率が９０％以上である、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
  5. 　上記めっき層は、質量％で、０．１～１５％のＳｉをさらに含み、
    　前記中間層は、Ｆｅ３（Ａｌ，Ｓｉ）およびＦｅ（Ａｌ，Ｓｉ）から選択される１種または２種のＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相をさらに含み、かつ、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｚｎ相および前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相の合計面積率が９０％以上である、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
PCT/JP2017/013760 2017-03-31 2017-03-31 ホットスタンプ成形体 WO2018179395A1 (ja)

Priority Applications (10)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112019019587A BR112019019587A2 (pt) 2017-03-31 2017-03-31 corpo estampado a quente
US16/499,795 US20200032360A1 (en) 2017-03-31 2017-03-31 Hot stamped body
MX2019011731A MX2019011731A (es) 2017-03-31 2017-03-31 Cuerpo estampado en caliente.
JP2019508151A JP6819771B2 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 ホットスタンプ成形体
CA3057006A CA3057006A1 (en) 2017-03-31 2017-03-31 Hot stamped body
KR1020197032185A KR20190133754A (ko) 2017-03-31 2017-03-31 핫 스탬프 성형체
EP17903939.1A EP3604602A4 (en) 2017-03-31 2017-03-31 HOT-STAMPED MOLDED PART
PCT/JP2017/013760 WO2018179395A1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 ホットスタンプ成形体
RU2019134830A RU2019134830A (ru) 2017-03-31 2017-03-31 Горячештампованная заготовка
CN201780089247.7A CN110475898A (zh) 2017-03-31 2017-03-31 热冲压成型体

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/013760 WO2018179395A1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 ホットスタンプ成形体

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018179395A1 true WO2018179395A1 (ja) 2018-10-04

Family

ID=63674828

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/013760 WO2018179395A1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 ホットスタンプ成形体

Country Status (10)

Country Link
US (1) US20200032360A1 (ja)
EP (1) EP3604602A4 (ja)
JP (1) JP6819771B2 (ja)
KR (1) KR20190133754A (ja)
CN (1) CN110475898A (ja)
BR (1) BR112019019587A2 (ja)
CA (1) CA3057006A1 (ja)
MX (1) MX2019011731A (ja)
RU (1) RU2019134830A (ja)
WO (1) WO2018179395A1 (ja)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022091529A1 (ja) * 2020-10-27 2022-05-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびにそれらの製造方法
JP7243949B1 (ja) * 2021-10-29 2023-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材
WO2023074115A1 (ja) * 2021-10-29 2023-05-04 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材
JP7315129B1 (ja) 2022-03-29 2023-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板
WO2023176100A1 (ja) * 2022-03-14 2023-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板、ならびにそれらの製造方法
WO2023188792A1 (ja) * 2022-03-29 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板
US11897229B2 (en) 2019-12-20 2024-02-13 Posco Aluminum alloy-plated steel sheet having excellent workability and corrosion resistance and method for manufacturing same
US11965250B2 (en) 2019-08-29 2024-04-23 Nippon Steel Corporation Hot stamped steel

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110573644B (zh) * 2018-02-15 2021-07-16 日本制铁株式会社 Fe-Al系镀覆热冲压构件和Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法
KR102479929B1 (ko) * 2020-12-31 2022-12-21 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
CN116463572A (zh) * 2022-01-11 2023-07-21 宝山钢铁股份有限公司 一种具有Al-Zn-Mg-Si镀层的热冲压钢板及其热冲压方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003049256A (ja) 2001-08-09 2003-02-21 Nippon Steel Corp 溶接性、塗装後耐食性に優れた高強度自動車部材用アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車部材
JP2003073774A (ja) 2001-08-31 2003-03-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス用めっき鋼板
JP2005113233A (ja) 2003-10-09 2005-04-28 Nippon Steel Corp 熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材
JP2012112010A (ja) * 2010-11-26 2012-06-14 Jfe Steel Corp 熱間プレス用めっき鋼板、それを用いた熱間プレス部材の製造方法および熱間プレス部材

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
JP4085876B2 (ja) * 2003-04-23 2008-05-14 住友金属工業株式会社 熱間プレス成形品およびその製造方法
WO2004094684A1 (ja) * 2003-04-23 2004-11-04 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 熱間プレス成形品およびその製造方法
BR112019019173A2 (pt) * 2017-03-31 2020-04-14 Nippon Steel Corp chapa de aço com tratamento de superfície

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003049256A (ja) 2001-08-09 2003-02-21 Nippon Steel Corp 溶接性、塗装後耐食性に優れた高強度自動車部材用アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車部材
JP2003073774A (ja) 2001-08-31 2003-03-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス用めっき鋼板
JP2005113233A (ja) 2003-10-09 2005-04-28 Nippon Steel Corp 熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材
JP2012112010A (ja) * 2010-11-26 2012-06-14 Jfe Steel Corp 熱間プレス用めっき鋼板、それを用いた熱間プレス部材の製造方法および熱間プレス部材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
NISSHIN STEEL CORPORATION GROUP PRODUCT DEVELOPMENT STRATEGY HEADQUARTERS TECHNICAL RESEARCH INSTITUTE OKUGAKU: "Development trend of surface treated steel sheet for building materials", KAI NISHIYAMA KINEN GIJUTSU KOZA, vol. 223-224, October 2015 (2015-10-01), JAPAN, pages 67 - 68, XP009517879, ISSN: 1344-0934 *

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11965250B2 (en) 2019-08-29 2024-04-23 Nippon Steel Corporation Hot stamped steel
US11897229B2 (en) 2019-12-20 2024-02-13 Posco Aluminum alloy-plated steel sheet having excellent workability and corrosion resistance and method for manufacturing same
WO2022091529A1 (ja) * 2020-10-27 2022-05-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびにそれらの製造方法
JP7131719B1 (ja) * 2020-10-27 2022-09-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびにそれらの製造方法
JP7243949B1 (ja) * 2021-10-29 2023-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材
WO2023074115A1 (ja) * 2021-10-29 2023-05-04 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材
WO2023176100A1 (ja) * 2022-03-14 2023-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP7485219B2 (ja) 2022-03-14 2024-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP7315129B1 (ja) 2022-03-29 2023-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板
WO2023188792A1 (ja) * 2022-03-29 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
EP3604602A4 (en) 2020-08-05
KR20190133754A (ko) 2019-12-03
RU2019134830A (ru) 2021-04-30
CN110475898A (zh) 2019-11-19
JPWO2018179395A1 (ja) 2019-12-12
US20200032360A1 (en) 2020-01-30
EP3604602A1 (en) 2020-02-05
MX2019011731A (es) 2019-11-21
CA3057006A1 (en) 2018-10-04
BR112019019587A2 (pt) 2020-04-14
JP6819771B2 (ja) 2021-01-27
RU2019134830A3 (ja) 2021-04-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2018179395A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP6566128B2 (ja) ホットスタンプ成形体
CN111868290B (zh) 热冲压成型体
JP6515356B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびその製造方法、並びにホットスタンプ成形体
JP6897757B2 (ja) 表面処理鋼板
CN111868291B (zh) 热冲压成型体
JP6326761B2 (ja) ホットスタンプ鋼材の製造方法、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ用鋼板
JP6171872B2 (ja) ホットスタンプ鋼材の製造方法、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ用鋼板
JP6406475B1 (ja) 焼入れ用Ａｌめっき溶接管、並びにＡｌめっき中空部材及びその製造方法
WO2022091351A1 (ja) Ｚｎ系めっきホットスタンプ成形品
JP6947335B1 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
TWI637069B (zh) Surface treated steel
JP7173368B2 (ja) 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびに熱間プレス部材の製造方法
TW201837208A (zh) 熱沖壓成形體
WO2020213201A1 (ja) 熱間プレス用鋼板および熱間プレス部材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17903939

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019508151

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3057006

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019019587

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197032185

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017903939

Country of ref document: EP

Effective date: 20191031

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019019587

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20190919