WO2021230309A1 - ホットスタンプ用鋼板 - Google Patents

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WO2021230309A1
WO2021230309A1 PCT/JP2021/018158 JP2021018158W WO2021230309A1 WO 2021230309 A1 WO2021230309 A1 WO 2021230309A1 JP 2021018158 W JP2021018158 W JP 2021018158W WO 2021230309 A1 WO2021230309 A1 WO 2021230309A1
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WO
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plating layer
steel sheet
less
hot stamping
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PCT/JP2021/018158
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裕嗣 崎山
亜暢 小林
貴幸 原野
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日本製鉄株式会社
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    • 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
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/42—Electroplating: Baths therefor from solutions of light metals
    • C25D3/44—Aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for hot stamping.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-0845484 filed in Japan on May 13, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • LME liquid metal brittleness
  • Patent Document 1 discloses a technique for suppressing hydrogen intrusion into a steel material at a high temperature by enriching nickel in the surface region of the steel sheet.
  • Patent Document 2 discloses a technique for suppressing hydrogen intrusion into a steel material by coating the steel sheet with a barrier precoat containing nickel and chromium and having a weight ratio of Ni / Cr between 1.5 and 9. There is.
  • Patent Document 1 may not be able to sufficiently suppress the invasion of hydrogen generated when Al plating is applied. Further, in the method of Patent Document 2, in an environment where dew point control is not performed (for example, in a high dew point environment such as 30 ° C.), intrusion of hydrogen into the steel sheet may not be sufficiently suppressed.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and is excellent in resistance to hydrogen intrusion into the steel sheet even in a high dew point environment even when hot stamping the Al-plated steel sheet. It is an object of the present invention to provide a steel sheet for hot stamping having hydrogen embrittlement characteristics.
  • the hot stamping steel sheet provided with the Al—Si alloy plated layer is provided with a Ni plating layer containing a desired average layer thickness (thickness) and a desired amount of Ni, and is an Al—Si alloy.
  • a Ni plating layer containing a desired average layer thickness (thickness) and a desired amount of Ni, and is an Al—Si alloy.
  • the hot stamping steel sheet according to one aspect of the present invention is With the base material, An Al—Si alloy plating layer having an Al content of 75% by mass or more, a Si content of 3% by mass or more, and a total of the Al content and the Si content of 95% by mass or more.
  • An Al oxide film having a thickness of 0 to 20 nm A Ni plating layer having a Ni content of more than 90% by mass,
  • the chemical composition of the base material is mass%. C: 0.01% or more, less than 0.70%, Si: 0.001 to 1.000%, Mn: 0.40 to 3.00%, sol.
  • Al 0.0002% to 0.5000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 1.000%, Ti: 0 to 0.150%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000% below, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.010%, REM: 0% to 0.300%, and the balance: Fe and impurities.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer is 7 to 148 ⁇ m, and the thickness is 7 to 148 ⁇ m.
  • the thickness of the Ni plating layer is more than 200 nm and 2500 nm or less.
  • the Ni plating layer may be provided as an upper layer of the Al—Si alloy plating layer in direct contact with the Al—Si alloy plating layer.
  • the hot stamping steel sheet according to (1) above may have an Al oxide film having a thickness of 2 to 20 nm.
  • the hot stamping steel sheet according to any one of (1) to (3) above has the chemical composition of the base material in mass%.
  • the hot stamping steel sheet according to any one of (1) to (4) above has a dislocation density of 5 ⁇ 10 13 m / m 3 or more at a depth of 100 ⁇ m from the surface of the base metal. May be good.
  • an Al-plated steel sheet for hot stamping has excellent hydrogen resistance by suppressing the intrusion of hydrogen into the steel sheet in hot stamping in a high dew point environment. It is possible to provide a hot stamping steel sheet having embrittlement properties.
  • the configuration of the hot stamping steel sheet was determined based on the above findings.
  • the hot stamping steel sheet according to the present embodiment has the effect of the present invention due to the synergistic effect of each plating configuration.
  • the hot stamping steel plate 10 includes a steel plate (base material) 1, an Al—Si alloy plating layer 2, an Al oxide coating 3, and a Ni plating layer 4.
  • the hot stamping steel sheet 10A includes a base material 1, an Al—Si alloy plating layer 2, and a Ni plating layer 4, as shown in FIG.
  • each configuration will be described.
  • the numerical range represented by using “-” means a range including the numerical values before and after “-” as the lower limit value and the upper limit value. Numerical values indicated as “less than” and “greater than” do not include the value in the numerical range. All% of the chemical composition indicate mass%.
  • the steel sheet (base material) serving as the base material 1 of the hot stamping steel plate 10 according to the present embodiment has a chemical composition of mass%, C: 0.01% or more, less than 0.70%, Si: 0.001. % To 1.000%, Mn: 0.40% to 3.00%, sol. Al: 0.0002% to 0.5000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities.
  • C 0.01% or more, less than 0.70%
  • C is an important element for ensuring hardenability. If the C content of the base metal is less than 0.01%, it becomes difficult to obtain sufficient hardenability, and the tensile strength decreases. Therefore, the C content of the base material is preferably 0.01% or more. When the C content is 0.25% or more, a tensile strength of 1600 MPa or more can be obtained, which is preferable. The C content is more preferably 0.28% or more. On the other hand, when the C content is 0.70% or more, coarse carbides are generated and fracture is likely to occur, and the hydrogen embrittlement resistance property of the hot stamped compact is deteriorated. Therefore, the C content is set to less than 0.70%. The C content is preferably 0.36% or less.
  • Si: 0.001% to 1.000% Si is an element contained to ensure hardenability. If the Si content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.001% or more. A more preferable Si content is 0.005% or more. A more preferable Si content is 0.100% or more.
  • the Si content is preferably 0.350% or more in order to suppress the hot brittleness of Cu.
  • the inclusion 1.000% of Si, the austenite transformation temperature (Ac 3, etc.) is very high, or the cost increases required to heat for hot stamping, hot residual ferrite during hot stamping heating The tensile strength of the stamped body may decrease. Therefore, the Si content is 1.000% or less.
  • the Si content is preferably 0.8000% or less.
  • the austenite transformation temperature becomes high, so the Si content is preferably 0.600% or less.
  • the Si content may be 0.400% or less or 0.250% or less.
  • Mn 0.40% to 3.00%
  • Mn is an element that contributes to the improvement of the tensile strength of the hot stamped compact by strengthening the solid solution. If the Mn content is less than 0.40%, the hot stamped compact may break due to hydrogen embrittlement cracking. Therefore, the Mn content is set to 0.40% or more. The Mn content is preferably 0.80% or more. On the other hand, when the Mn content is more than 3.00%, coarse inclusions are generated in the steel and fracture is likely to occur, and the hydrogen embrittlement resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is 3 It should be 0.00% or less. The Mn content is preferably 2.00% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel). sol. If the Al content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficiently performed and the above effect cannot be obtained, and hydrogen embrittlement cracking of the hot stamped compact may occur. Therefore, sol. The Al content is 0.0002% or more. sol. The Al content is preferably 0.0010% or more, or 0.0020% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 0.5000%, coarse oxides may be formed in the steel, and hydrogen embrittlement cracking of the hot stamped compact may occur. Therefore, sol. The Al content is 0.5000% or less. sol.
  • the Al content is preferably 0.4000% or less, or 0.3000% or less.
  • sol. Al means acid-soluble Al, and refers to the total amount of solid-dissolved Al existing in steel in a solid-dissolved state and Al existing in steel as an acid-soluble precipitate such as AlN.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries. If the P content exceeds 0.100%, the strength of the grain boundaries may be significantly reduced, and hydrogen embrittlement cracking of the hot stamped compact may occur. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less. A more preferable P content is 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0005%, the cost of removing P is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, 0.0005% may be set as the lower limit in actual operation.
  • S 0.1000% or less
  • S is an element that forms inclusions in the steel. If the S content exceeds 0.1000%, a large amount of inclusions may be generated in the steel, the hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped product may deteriorate, and hydrogen embrittlement cracking of the hot stamped product may occur. be. Therefore, the S content is set to 0.1000% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.00015%, the cost of removing S is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, 0.00015% may be set as the lower limit in actual operation.
  • N 0.0100% or less
  • N is an impurity element, which is an element that forms a nitride in steel and deteriorates the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped body. If the N content exceeds 0.0100%, coarse nitrides may be formed in the steel, and hydrogen embrittlement cracking of the hot stamped compact may occur. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing N is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, 0.0001% may be set as the lower limit in actual operation.
  • the steel sheet (base material) constituting the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment has Cu, Ni, Nb, V, Ti, Mo, Cr, B, Ca and optional elements instead of a part of Fe. It may contain one or more selected from the group consisting of REM. When the following optional elements are not contained, the content is 0%.
  • Cu: 0 to 1.00% Cu diffuses to the plating layer of the hot stamping member during hot stamping, and has an effect of reducing hydrogen invading during heating in the production of the hot stamping member. Therefore, Cu may be contained if necessary. Further, Cu is an element effective for improving the hardenability of steel and stably ensuring the tensile strength of the hot stamped compact after quenching. When Cu is contained, the Cu content is preferably 0.005% or more in order to surely exert the above effect. The Cu content is more preferably 0.150% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.00%, the Cu content is preferably 1.00% or less. The Cu content is more preferably 0.350% or less.
  • Ni 0 to 1.00% Since Ni is an important element for suppressing hot brittleness due to Cu during steel sheet production and ensuring stable production, Ni may be contained. If the Ni content is less than 0.005%, the above effects may not be sufficiently obtained. Therefore, the Ni content is preferably 0.005% or more. The Ni content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 1.00%, the critical hydrogen content of the hot stamping steel sheet decreases. Therefore, the Ni content is set to 1.00% or less. The Ni content is preferably 0.60% or less.
  • Nb 0 to 0.150% Since Nb is an element that contributes to the improvement of the tensile strength of the hot stamped compact by strengthening the solid solution, it may be contained as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more in order to surely exert the above effect.
  • the Nb content is more preferably 0.030% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.100% or less.
  • V 0 to 1.000%
  • V is an element that forms fine carbides and improves the limit hydrogen amount of the steel material by its fine granulation effect and hydrogen trapping effect. Therefore, V may be contained. In order to obtain the above effects, it is preferable to contain V in an amount of 0.005% or more, and more preferably 0.05% or more. However, if the V content exceeds 1.000%, the above effects are saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the V content when contained is 1.000% or less.
  • Ti 0 to 0.150% Since Ti is an element that contributes to the improvement of the tensile strength of the hot stamped compact by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Ti is contained, the Ti content is preferably 0.010% or more in order to surely exert the above effect. The Ti content is preferably 0.020% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 0.150%, the Ti content is preferably 0.150% or less. The Ti content is more preferably 0.120% or less.
  • Mo 0 to 1.000% Since Mo is an element that contributes to the improvement of the tensile strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Mo is contained, the Mo content is preferably 0.005% or more in order to surely exert the above effect. The Mo content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.000%, the Mo content is preferably 1.000% or less. The Mo content is more preferably 0.800% or less.
  • Cr 0 to 1.000% Since Cr is an element that contributes to the improvement of the tensile strength of the hot stamped compact by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Cr is contained, the Cr content is preferably 0.050% or more in order to surely exert the above effect. The Cr content is more preferably 0.100% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.000%, the Cr content is preferably 1.000% or less. The Cr content is more preferably 0.800% or less.
  • B 0-0.0100% Since B is an element that segregates at the grain boundaries and improves the strength of the grain boundaries, it may be contained as necessary.
  • the B content is preferably 0.0005% or more in order to surely exert the above effect.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0075% or less.
  • Ca 0 to 0.010%
  • Ca is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is preferably 0.010% or less.
  • REM 0 to 0.300%
  • the REM content is preferably 0.001% or more.
  • the REM content is preferably 0.300% or less.
  • the REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids, and the REM content refers to the total content of these elements.
  • the balance is Fe and impurities
  • the balance of the chemical composition of the base material 1 constituting the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • Impurities are those that are unavoidably mixed or intentionally added from the steel raw material or scrap and / or in the steelmaking process, and after hot stamping the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment, Examples of elements are acceptable as long as they do not impair the characteristics of the hot stamped product.
  • the chemical composition of the base material 1 described above may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the plating layer on the surface may be removed by mechanical grinding and then the chemical composition may be analyzed.
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by heat-decomposing the sample with an acid.
  • the area ratio of ferrite is preferably 20% or more in terms of the area ratio of the cross section. A more preferable area ratio of ferrite is 30% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 80% or less.
  • a more preferable area ratio of ferrite is 70% or less.
  • the area ratio of pearlite is preferably 20% or more in terms of the area ratio of the cross section.
  • the area ratio of pearlite is preferably 80% or less.
  • a more preferable area ratio of pearlite is 70% or less.
  • the balance may be bainite, martensite or retained austenite.
  • the area ratio of the residual tissue may be less than 5%.
  • the area ratio of ferrite and pearlite is measured by the following method.
  • the cross section parallel to the rolling direction at the center position in the plate width direction is mirror-finished and polished at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • the length is 50 ⁇ m, 1/8 depth from the surface to 3/8 of the plate thickness, so that the 1/4 depth of the plate thickness can be analyzed from the surface at any position in the longitudinal direction of the sample cross section.
  • the depth region is measured by electron backscatter diffraction at a measurement interval of 0.1 ⁇ m to obtain crystal orientation information.
  • a device composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSP detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • a reflected electron image is taken in the same field of view.
  • crystal grains in which ferrite and cementite are deposited in layers are specified from the backscattered electron image, and the area ratio of the crystal grains is calculated to obtain the area ratio of pearlite.
  • the obtained crystal orientation information is used for the "Grain Average Misorition" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSP analysis device. Therefore, a region having a Grain Average Composition value of 1.0 ° or less is determined to be ferrite.
  • the area ratio of ferrite is obtained by obtaining the area ratio of the region determined to be ferrite.
  • the area ratio of the remaining portion in the present embodiment is a value obtained by subtracting the area ratios of ferrite and pearlite from 100%.
  • Dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface is 5 ⁇ 10 13 m / m 3 or more
  • the dislocation density of the base material 1 constituting the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment will be described. It is preferable that the dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface of the base material 1 constituting the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is 5 ⁇ 10 13 m / m 3 or more. A more preferable dislocation density is 50 ⁇ 10 13 m / m 3 or more.
  • the dislocation density is preferably 1000 ⁇ 10 13 m / m 3 or less.
  • a more preferable dislocation density is 150 ⁇ 10 13 m / m 3 or less.
  • the dislocation density can be measured by X-ray diffraction method or transmission electron microscope observation, but in this embodiment, it is measured by using X-ray diffraction method.
  • a sample is cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the base material 1 used for the hot stamping steel plate 10.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is about 20 mm square.
  • a mixed solution of 48% by mass of distilled water, 48% by mass of hydrogen peroxide solution, and 4% by mass of hydrofluoric acid is used to reduce the thickness of the sample by 200 ⁇ m.
  • the thickness of the front surface and the back surface of the sample is reduced by 100 ⁇ m, and a region of 100 ⁇ m is exposed from the sample surface before decompression. X-ray diffraction measurements are performed on this exposed surface to identify multiple diffraction peaks in the body-centered cubic lattice.
  • the dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface is obtained.
  • the modified Williamson-Hall method described in Non-Patent Document 1 is used.
  • the dislocation density is obtained after the Al—Si alloy plating layer 2 and the Ni plating layer 4 are removed.
  • Examples of the method for removing the Al—Si alloy plating layer 2 and the Ni plating layer 4 include a method of immersing the hot stamping steel sheet 10 in a NaOH aqueous solution.
  • the thickness of the base material 1 of the hot stamping steel plate 10 according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably 0.4 mm or more from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body.
  • a more preferable plate thickness of the base material 1 is 0.8 mm or more, 1.0 mm or more, or 1.2 mm or more.
  • the plate thickness of the base material 1 is preferably 6.0 mm or less.
  • a more preferable plate thickness of the base material 1 is 5.0 mm or less, 4.0 mm or less, 3.2 mm or less, or 2.8 mm or less.
  • the Al—Si alloy plating layer 2 of the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is provided as an upper layer of the base material 1.
  • the Al—Si alloy plating layer 2 is a plating containing Al and Si as main components.
  • Al and Si are the main components, at least the Al content is 75% by mass or more, the Si content is 3% by mass or more, and the Al content and the Si content are the same. It means that the total is 95% by mass or more.
  • the Al content in the Al—Si alloy plating layer 2 is preferably 80% by mass or more.
  • the Al content in the Al—Si alloy plating layer is preferably 95% by mass or less. When the Al content in the Al—Si alloy plating layer 2 is within this range, a scale having good adhesion is formed on the surface of the steel sheet during hot stamping.
  • the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is preferably 3% by mass or more. More preferably, the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is 6% by mass or more.
  • the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is preferably 20% by mass or less. More preferably, the Si content is 12% by mass or less.
  • alloying of Fe—Al can be suppressed.
  • the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is 20% by mass or less, the increase in the melting point of the Al—Si alloy plating layer 2 can be suppressed, and the temperature of the hot-dip plating bath can be lowered.
  • the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is 20% by mass or less, the production cost can be reduced.
  • the total of the Al content and the Si content may be 97% by mass or more, 98% by mass or more, or 99% by mass or more.
  • the balance in the Al—Si alloy plating layer 2 is Fe and impurities. Examples of impurities include components that are inevitably mixed during the production of the Al—Si alloy plating layer 2, components in the base material 1, and the like.
  • the average layer thickness (thickness) of the Al—Si alloy plated layer 2 of the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is 7 ⁇ m or more. This is because if the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is less than 7 ⁇ m, it may not be possible to form a scale having good adhesion during hot stamping.
  • a more preferable thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is 12 ⁇ m or more, 15 ⁇ m or more, 18 ⁇ m or more, or 22 ⁇ m or more.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is 148 ⁇ m or less. This is because if the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 exceeds 148 ⁇ m, the above effects are saturated and the cost is high. More preferably, the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is 100 ⁇ m or less, 60 ⁇ m or less, 45 ⁇ m or less, and 37 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is measured as follows. After cutting in the plate thickness direction of the hot stamping steel plate 10, the cross section of the hot stamping steel plate 10 is polished. The cross section of the polished steel sheet for hot stamping 10 is detected by line analysis from the surface of the steel sheet 10 for hot stamping to the base material 1 by an electron probe microanalyzer (FE-EPMA) using the ZAF method. The Al concentration (content) and Si concentration (content) in the components are measured.
  • the measurement conditions may be an acceleration voltage of 15 kV, a beam diameter of about 100 nm, an irradiation time of 1000 ms per point, and a measurement pitch of 60 nm.
  • a region having an Al concentration of 75% by mass or more, a Si concentration of 3% by mass or more, and a total of the Al concentration and the Si concentration of 95% by mass or more is determined to be the Al—Si alloy plating layer 2.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is the length in the plate thickness direction of the above region.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is measured at five positions separated by 5 ⁇ m intervals, and the arithmetic mean of the obtained values is taken as the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2.
  • the Al content and Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 are 1 / of the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 by collecting test pieces according to the test method described in JIS K 0150 (2005). By measuring the Al content and the Si content at the two positions, the Al content and the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 in the hot stamping steel plate 10 can be obtained.
  • the Al oxide film 3 of the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is provided in contact with the Al—Si alloy plating layer 2 as an upper layer of the Al—Si alloy plating layer 2.
  • the Al oxide film is a region in which the O content is 20 atomic% or more.
  • the thickness of the Al oxide film 3 is more than 20 nm, the coverage of the Ni plating layer 4 provided as the upper layer of the Al oxide film 3 is less than 90%. Therefore, the thickness of the Al oxide film 3 is 0 to 20 nm or less. More preferably, the thickness of the Al oxide film 3 is 10 nm or less. The thickness of the Al oxide film 3 may be 2 nm or more. Since the Al oxide film 3 may not be present, the lower limit of the Al oxide film 3 is 0 nm. In that case, the Ni plating layer 4 is formed so as to be in contact with the Al—Si alloy plating layer 2.
  • the thickness of the Al oxide film 3 is evaluated by alternately repeating Ar sputtering and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) measurement. Specifically, XPS measurement is performed after sputtering the steel sheet 10 for hot stamping by Ar sputtering (acceleration voltage 20 kV, sputtering rate 1.0 nm / min). The Ar sputtering and the XPS measurement are alternately performed, and these measurements are repeated until the peak of the binding energy of 73.8 eV to 74.5 eV of the 2p orbital of Al oxidized by the XPS measurement appears and disappears.
  • Ar sputtering and the XPS measurement are alternately performed, and these measurements are repeated until the peak of the binding energy of 73.8 eV to 74.5 eV of the 2p orbital of Al oxidized by the XPS measurement appears and disappears.
  • the thickness of the Al oxide film 3 is calculated from the sputtering time and the sputtering rate from the position where the O content becomes 20 atomic% or more for the first time after the start of sputtering to the position where the O content becomes less than 20 atomic%. ..
  • the sputtering rate is converted to SiO 2.
  • the thickness of the Al oxide film 3 is an arithmetic mean value measured at two points.
  • Ni plating layer The Ni-plated layer 4 of the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is provided in contact with the Al oxide film 3 as an upper layer of the Al oxide film 3. In the absence of the Al oxide coating 3, the Ni plating layer 4 is provided in contact with the Al—Si alloy plating layer 2 as an upper layer of the Al—Si alloy plating layer 2. Ni is difficult to oxidize, and it is difficult to generate hydrogen because oxidation by water is suppressed at high temperature. Moreover, even if hydrogen is generated and adsorbed on the surface, hydrogen atoms are bonded to each other and desorbed as hydrogen gas. Since the reaction is promoted, it has the effect of making it difficult for hydrogen to enter the steel plate. Therefore, by forming the Ni plating layer 4, it is possible to suppress the amount of hydrogen invading the hot stamping steel plate 10 during hot stamping.
  • the average layer thickness (thickness) of the Ni-plated layer 4 according to this embodiment is more than 200 nm.
  • a more preferable thickness of the Ni plating layer 4 is 280 nm or more, 350 nm or more, 450 nm or more, 560 nm or more, or 650 nm or more. If the thickness of the Ni plating layer 4 is 200 nm or less, the invasion of hydrogen into the base material 1 during hot stamping cannot be sufficiently suppressed.
  • the thickness of the Ni plating layer 4 is 2500 nm or less.
  • a more preferable thickness of the Ni plating layer 4 is 1500 nm or less, 1200 nm or less, or 1000 nm or less. When the thickness of the Ni plating layer 4 is more than 2500 nm, the effect of suppressing the amount of hydrogen invading the base material 1 is saturated and the cost is high.
  • the Ni content in the Ni plating layer 4 is 90% by mass or less, the effect of suppressing the amount of hydrogen invading the hot stamping steel sheet 10 may not be obtained. Therefore, the Ni content in the Ni plating layer 4 is more than 90% by mass. A more preferable Ni content is 92% by mass or more. A more preferable Ni content is 93% by mass or more or 94% by mass. A more preferable Ni content is 96% by mass or more, 98% by mass or more, or 99% by mass or more.
  • the chemical composition of the remainder (excluding Ni) of the Ni plating layer is not particularly limited. Cr may be contained in the Ni plating layer, but the ratio of Ni / Cr is preferably larger than 9, and more preferably 15 or more or 30 or more.
  • the Cr content in the Ni plating layer is 6.0% by mass or less, and more preferably 4.0% by mass or less or 3.0% by mass or less. More preferably, the Cr content in the Ni plating layer 3 is 2.0% by mass or less.
  • the coverage of the Ni plating layer 4 with respect to the Al oxide film 3 is 90% or more. More preferably, the coverage of the Ni plating layer 4 is 95% or more. If the coverage of the Ni plating layer 4 is less than 90%, the reaction between water vapor and Al cannot be sufficiently suppressed on the surface of the Al—Si alloy plating layer 2 at the time of hot stamping.
  • the coverage of the Ni plating layer 4 may be 100% or less, or 99% or less.
  • the coverage of the Ni plating layer is evaluated by measuring XPS. Specifically, for XPS measurement, a Quantum2000 type manufactured by ULVAC-PHI is used, a source Al K ⁇ ray is used, an output of 15 kV, 25 W, a spot size of 100 ⁇ m, a number of scans of 10 times, and a steel plate for hot stamping 10 with total energy. MultiPak V., an analysis software manufactured by ULVAC-PHI, measures by scanning in a range. Analysis is performed using 8.0 to obtain the content of Ni (atomic%), the content of Al (atomic%), and the content of other components (atomic%) in the detected metal components.
  • the Ni content (mass%) and the Al content (mass%) can be obtained.
  • the ratio (%) of the Ni content to the total of the Ni content and the Al content is calculated.
  • the obtained ratio is defined as the coverage rate (%) of Ni plating.
  • the thickness of the Ni plating layer 4 is measured by alternately repeating Ar sputtering etching and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) measurement. Specifically, XPS measurement is performed after sputtering etching of the hot stamping steel sheet 10 by Ar sputtering (acceleration voltage 20 kV, sputtering rate 1.0 nm / min). The Ar sputtering etching and the XPS measurement are alternately performed, and these measurements are repeated until the peak of the binding energy 852.5 eV to 852.9 eV of the Ni 2p orbital appears and disappears in the XPS measurement.
  • Ar sputtering etching acceleration voltage 20 kV, sputtering rate 1.0 nm / min.
  • the Ar sputtering etching and the XPS measurement are alternately performed, and these measurements are repeated until the peak of the binding energy 852.5 eV to 852.9 eV of the Ni 2p orbital appears and disappears
  • the layer thickness of the Ni plating layer 4 is set after the peak in the above range from the position where the Ni content becomes 10 atomic% or more for the first time after the start of sputtering to the position where the Ni content becomes less than 10 atomic% appears. It is calculated from the sputtering etching time until it disappears and the sputtering etching rate. The sputter etching rate is converted to SiO 2.
  • the thickness of the Ni plating layer 4 is an arithmetic mean value measured at two points.
  • the Ni concentration at the center position in the plate thickness direction of the Ni plating layer 4 obtained in the above measurement of the thickness of the Ni plating layer is taken as the Ni content.
  • the thickness of the hot stamping steel sheet 10 is not particularly limited, but may be, for example, 0.4 mm or more.
  • the thickness of the more preferable steel sheet is 0.8 mm or more, 1.0 mm or more, or 1.2 mm or more.
  • the thickness of the hot stamping steel may be 6.0 mm or less.
  • a more preferable thickness of the steel sheet is 5.0 mm or less, 4.0 mm or less, 3.2 mm or less, or 2.8 mm or less.
  • the slab to be subjected to hot rolling may be a slab manufactured by a conventional method, and may be a slab manufactured by a general method such as a continuous casting slab or a thin slab caster. Hot rolling may also be performed by a general method and is not particularly limited.
  • the cooling start temperature (cooling start temperature) after hot rolling is preferably Ac 3 points to 1400 ° C.
  • the dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface of the base material 1 of the hot stamping steel sheet 10 can be set to 5 ⁇ 10 13 m / m 3 or more.
  • a more preferable cooling start temperature is 1000 to 1150 ° C.
  • the element symbol in the above formula is the content of the element in mass%, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • the average cooling rate in cooling after hot rolling is 30 ° C./sec or more.
  • a more preferable average cooling rate is 50 ° C./sec or higher. If the average cooling rate is less than 30 ° C./sec, the dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface of the base material 1 of the hot stamping steel sheet may not be 5 ⁇ 10 13 m / m 3 or more.
  • the average cooling rate is preferably 200 ° C./sec or less.
  • a more preferable average cooling rate is 100 ° C./sec or less. When the average cooling rate exceeds 200 ° C./sec, the dislocation density becomes excessively high.
  • the average cooling rate at this time is calculated from the temperature change on the surface of the steel sheet, and indicates the average cooling rate from the end of hot rolling to the start of winding.
  • the steel sheet After the start of cooling, the steel sheet is wound by cooling to a temperature range of 400 ° C to 600 ° C. If the winding start temperature is less than 400 ° C., the dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface of the base material 1 of the hot stamping steel sheet 10 becomes excessively high, which is not preferable. When the winding start temperature exceeds 600 ° C., the dislocation density cannot be 5 ⁇ 10 13 m / m 3 or more.
  • cold rolling may be further performed if necessary.
  • the cumulative rolling reduction in cold rolling is not particularly limited, but is preferably 40 to 60% from the viewpoint of shape stability of the steel sheet.
  • Al-Si alloy plating The above hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling as it is or after being cold-rolled, and then subjected to Al—Si alloy plating.
  • the method for forming the Al—Si alloy plating layer 2 is not particularly limited, and a hot-dip plating method, an electroplating method, a vacuum vapor deposition method, a clad method, a thermal spraying method and the like can be used.
  • a particularly preferable method is a hot-dip plating method.
  • the Si content is at least 3% by mass or more, and the total of the Al content and the Si content is 95% by mass or more.
  • An Al—Si alloy plated steel sheet is obtained by immersing the base material 1 in a plating bath whose components are adjusted to the above.
  • the temperature of the plating bath is preferably in the temperature range of 660 ° C to 690 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet may be heated to a vicinity of the plating bath temperature of 650 ° C to 780 ° C, and then plating may be performed.
  • Fe when performing hot-dip plating, Fe may be mixed as an impurity in addition to Al and Si in the plating bath. Further, as long as the Si content is 3% by mass or more and the total of the Al content and the Si content is 95% by mass or more, the plating bath further contains Ni, Mg, Ti, Zn, Sb, and the like. It may contain Sn, Cu, Co, In, Bi, Ca, Mish metal and the like.
  • the Al oxide film 3 of the steel sheet (hereinafter referred to as Al-plated steel sheet) after forming the Al—Si alloy plated layer 2 is removed to obtain an Al oxide film-removed steel sheet.
  • the Al oxide film 3 is removed by immersing the Al-plated steel sheet in an acidic or basic removing liquid.
  • the acidic removing solution include dilute hydrochloric acid (HCl 0.1 mol / L) and the like.
  • the basic removing solution include an aqueous solution of sodium hydroxide (NaOH 0.1 mol / L) and the like.
  • the immersion time is adjusted so that the thickness of the Al oxide film 3 after the formation of the Ni plating layer 4 is 20 nm or less. For example, when the bath temperature is 40 ° C., the Al oxide film 3 is removed by immersing for 1 minute.
  • Ni plating After removing the Al oxide film 3 so that the thickness of the Al oxide film 3 is 20 nm or less, Ni plating is applied to the Al oxide film removed steel sheet within 1 minute to form the Ni plating layer 4, thereby hot stamping. It is preferable to obtain a steel plate for use.
  • the Ni plating layer 4 may be formed by an electroplating method, a vacuum vapor deposition method, or the like. When forming the Ni plating layer 4 by electroplating, the steel plate after removing the Al oxide film 3 is immersed in a plating bath made of nickel sulfate, nickel chloride, and boric acid, and soluble Ni is used for the anode, and the current density is used.
  • the Ni plating layer 4 can be formed so that the thickness is more than 200 nm and 2500 nm or less by appropriately controlling the energization time. After Ni plating, temper rolling may be performed with a cumulative rolling reduction of about 0.5 to 2% (particularly, when the above-mentioned plating base plate is a cold-rolled steel sheet).
  • Hot stamping conditions using the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment will be described, but the hot stamping conditions for the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment are not limited to these conditions.
  • the above-mentioned steel sheet 10 for hot stamping is placed in a heating furnace and heated at a heating rate of 2.0 ° C./sec to 10.0 ° C./sec to a temperature (reached temperature) of 3 points or more of Ac. After reaching the reached temperature, the steel sheet 10 for hot stamping is hot stamped and cooled to room temperature by holding it for about 5 to 300 seconds. As a result, a hot stamp molded product is obtained.
  • the tensile strength of the hot stamped product may be 1600 MPa or more. If necessary, the lower limit of the tensile strength may be 1650 MPa, 1700 MPa, 1750 MPa or 1800 MPa, and the upper limit thereof may be 2500 MPa, 2400 MPa or 2300 MPa or 2220 MPa.
  • the tensile strength of the hot stamped body can be measured by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 from an arbitrary position of the hot stamped body and measuring by the test method described in JIS Z 2241: 2011. can.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one condition example. Not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Al-Si plating The steel sheet manufactured above was plated with an Al—Si alloy. In the hot-dip plating bath of the Al—Si alloy, the components of the plating bath were adjusted so as to have the Al content and the Si content shown in Tables 2-1 and 2-2. The steel sheet produced by the above method was immersed in a plating bath having adjusted components to obtain the Al—Si alloy plated steel sheets shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • Ni plating Next, the Al oxide film-removed steel sheet was subjected to Ni plating.
  • a Watt bath containing 200 to 400 g / L of nickel sulfate, 20 to 100 g / L of nickel chloride, and 5 to 50 g / L of boric acid was used. Adjust the ratios of nickel sulfate, nickel chloride, and boric acid so that the Ni content is as shown in Tables 2-1 and 2-2, pH 1.5 to 2.5, and bath temperature 45 ° C to 55. Adjusted to ° C.
  • Soluble Ni was used as the anode, the current density was 2 A / dm 2, and the energization time was controlled so as to have the thicknesses shown in Tables 2-1 and 2-2 to obtain a hot stamping steel sheet.
  • Tables 2-1 and 2-2 the ones described as thin-film deposition formed a Ni plating layer by vapor deposition, not by electroplating.
  • the vapor deposition plating was carried out at a vacuum degree of 5.0 ⁇ 10 -3 to 2.0 ⁇ 10 -5 Pa during vapor deposition, and an electron beam (voltage 10 V, current 1.0 A) was used as a heat source for vapor deposition. ..
  • the area ratio of the cross section was ferrite: 20 to 80%, pearlite: 20 to 80%, and the balance: less than 5%. ..
  • a sample was cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the steel sheet manufactured above.
  • the size of the sample was 20 mm square.
  • a mixed solution of 48% by mass of distilled water, 48% by mass of hydrogen peroxide solution and 4% by mass of hydrofluoric acid was used to reduce the thickness of the sample by 200 ⁇ m.
  • the thickness of the front surface and the back surface of the sample was reduced by 100 ⁇ m, and a region of 100 ⁇ m was exposed from the sample surface before decompression.
  • X-ray diffraction measurements were performed on this exposed surface to identify multiple diffraction peaks in the body-centered cubic lattice.
  • the dislocation density was analyzed from the half width of these diffraction peaks, and the dislocation density at a depth of 100 ⁇ m from the surface was obtained.
  • the analysis method the modified Williamson-Hall method described in Non-Patent Document 1 was used. The results obtained are shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • the dislocation density was measured after removing the Ni-plated layer and the Al—Si alloy-plated layer of the hot stamping steel sheet manufactured above with an aqueous NaOH solution. The results were the same as those in Tables 3-1 and 3-2. It was a result.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer was measured as follows.
  • the hot stamping steel sheet obtained by the above manufacturing method was cut in the plate thickness direction. After that, the cross section of the hot stamping steel sheet was polished, and the cross section of the polished hot stamping steel sheet was line-analyzed from the surface of the hot stamping steel sheet to the steel sheet by FE-EPMA using the ZAF method, and the detected components were detected.
  • the Al concentration and Si concentration in the inside were measured.
  • the measurement conditions were an acceleration voltage of 15 kV, a beam diameter of about 100 nm, an irradiation time of 1000 ms per point, and a measurement pitch of 60 nm.
  • the measurement was carried out in the range including the Ni plating layer, the Al—Si alloy plating layer and the steel plate.
  • a region in which the Al content is 75% by mass or more, the Si concentration is 3% by mass or more, and the total of the Al concentration and the Si concentration is 95% by mass or more is determined as an Al—Si alloy plating layer.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer was set to the length in the plate thickness direction of the above region.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer was measured at five positions separated by 5 ⁇ m intervals, and the arithmetic mean of the obtained values was taken as the thickness of the Al—Si alloy plating layer.
  • the evaluation results are shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the Al content and Si content in the Al—Si alloy plating layer are determined by collecting test pieces according to the test method described in JIS K 0150 (2005) and halving the total thickness of the Al—Si alloy plating layer. By measuring the Al content and the Si content of the above, the Al content and the Si content in the Al—Si alloy plated layer in the hot stamping steel plate 10 were obtained. The results obtained are shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the thickness of the Al oxide film was evaluated by alternately repeating Ar sputtering and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) measurement. Specifically, XPS measurement was performed after sputtering the steel sheet for hot stamping by Ar sputtering (acceleration voltage 0.5 kV, sputtering rate 0.5 nm / min based on SiO 2). XPS measurement was performed using a radiation source Al K ⁇ ray with an output of 15 kV, 25 W, a spot size of 100 ⁇ m, 10 scans, and a total energy range of 0 to 1300 eV.
  • the thickness of the Al oxide film is calculated from the sputtering time and the sputtering rate from the position where the O content becomes 20 atomic% or more for the first time after the start of sputtering to the position where the O content becomes less than 20 atomic%.
  • the sputtering rate is converted to SiO 2.
  • the thickness of the Al oxide film was an arithmetic mean value measured at two points. The results obtained are shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the thickness of the Ni plating layer 4 is measured by alternately repeating Ar sputtering etching and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) measurement. Specifically, XPS measurement is performed after sputtering etching of the hot stamping steel sheet 10 by Ar sputtering (acceleration voltage 20 kV, sputtering rate 1.0 nm / min). The Ar sputtering etching and the XPS measurement are alternately performed, and these measurements are repeated until the peak of the binding energy 852.5 eV to 852.9 eV of the Ni 2p orbital appears and disappears in the XPS measurement.
  • Ar sputtering etching acceleration voltage 20 kV, sputtering rate 1.0 nm / min.
  • the layer thickness of the Ni plating layer 4 is set after the peak in the above range from the position where the Ni content becomes 10 atomic% or more for the first time after the start of sputtering to the position where the Ni content becomes less than 10 atomic% appears. It is calculated from the sputtering etching time until it disappears and the sputtering etching rate. The sputter etching rate is converted to SiO 2.
  • the thickness of the Ni plating layer 4 is an arithmetic mean value measured at two points.
  • the coverage of the Ni plating layer was evaluated by XPS measurement.
  • XPS measurement is performed by scanning the hot stamping steel plate 10 with an output of 15 kV, 25 W, a spot size of 100 ⁇ m, 10 scans, and a total energy range of 0 to 1300 eV using a radiation source Al K ⁇ ray, and measuring the Ni content (Ni content ( Atomic%) and Al content (atomic%) were calculated. Next, the ratio (%) of the Ni content to the total of the Ni content and the Al content was calculated, and the obtained ratio was taken as the coverage rate (%) of the Ni plating. The results obtained are shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the tensile strength of the hot stamped body was determined by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 from an arbitrary position of the hot stamped body and following the test method described in JIS Z 2241: 2011. In addition, the experimental No. in which the state of the scale was poor. 63 did not evaluate. The measured measurement results are shown in Tables 3-1 and 3-2. In Tables 3-1 and 3-2, early rupture is a test in which there is no yield point and the rupture occurs while the numerical value is rising, and the displacement at break in the measurement range of tensile strength is the tensile strength. It means that the test was the maximum value of the displacement (that is, the test in which there was no elongation after the maximum load and the test was broken).
  • a heated hydrogen analysis was performed on the hot stamped body, and the amount of invading hydrogen invaded in the heating furnace was measured.
  • the temperature of the hot stamp molded product is 200 ° C or lower after cooling with a hot stamping die, it is immediately cooled to -10 ° C or less with liquid nitrogen to freeze, and diffused to be released to 300 ° C by heated hydrogen analysis.
  • the amount of invading hydrogen (mass ppm) of the hot stamped product was evaluated using the amount of sex hydrogen. When the amount of invading hydrogen was 0.350 mass ppm or less, it was judged that the amount of invading hydrogen could be suppressed even in a high dew point environment, and the result was accepted.
  • Experiment No. 27 is a steel plate sol. Since the Al content was less than 0.0002%, it broke early due to hydrogen embrittlement cracking.
  • Reference numeral 31 is a steel plate sol. Since the Al content was more than 0.5000%, it broke early due to hydrogen embrittlement fracture.
  • the thickness of the Al—Si alloy plating layer was less than 7 ⁇ m, so that the scale condition was poor.
  • the thickness of the Ni plating layer was 200 nm or less, so that a large amount of hydrogen penetrated into the steel sheet.
  • both Al-plated steel sheets for hot stamping and hot stamping in a high dew point environment have excellent hydrogen embrittlement resistance by reducing the amount of invading hydrogen. , Industrial applicability is high.
  • Base material 2 Al-Si alloy plating layer 3 Al oxide coating 4 Ni plating layer 10 Steel sheet for hot stamping

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Abstract

このホットスタンプ用鋼板は、母材と、Ａｌ含有量が７５質量％以上であり 、Ｓｉ含有量が３質量％以上であり、かつ、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との合計が９５質量％以上であるＡｌ－Ｓｉ合金めっき層と、厚さが０～２０ｎｍである酸化Ａｌ被膜と、Ｎｉ含有量が９０質量％超であるＮｉめっき層と、をこの順で備え、前記母材が所定の化学組成を有し、前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さが７～１４８μｍであり、前記Ｎｉめっき層の厚さが２００ｎｍ超、２５００ｎｍ以下である。

Description

ホットスタンプ用鋼板
　本発明は、ホットスタンプ用鋼板に関する。本願は、２０２０年５月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０８４５８４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。自動車用部材はプレス成形によって製造されるが、鋼板の高強度化に伴い成形荷重が増加するだけでなく、成形性が低下するため、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。このような課題を解決するため、鋼板が軟質化するオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプ技術の適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施することで、自動車用部材への成形性と自動車用部材の強度確保とを両立する技術として注目されている。
　めっきなどを施していない裸材の鋼板に対してホットスタンプを行う場合、加熱時のスケールの形成及び表層脱炭を抑制するために、非酸化雰囲気でホットスタンプを行う必要がある。しかし、非酸化雰囲気でホットスタンプを行っても、加熱炉からプレス機までは、大気雰囲気であるので、ホットスタンプ後の鋼板の表面にはスケールが形成される。この鋼板の表面のスケールは、密着性が悪く、簡単に剥離してしまうため、他工程への悪影響が懸念される。そのため、ショットブラストなどを用いて除去する必要がある。ショットブラストは、鋼板の形状への影響があるという問題がある。また、スケール除去工程によって、ホットスタンプ工程の生産性が低下するという問題がある。
　鋼板表面のスケールの密着性を改善するために、鋼板の表面にめっきを形成する方法がある。めっきを形成することで、ホットスタンプを行っても鋼板の表面に密着性のよいスケールが形成されるため、スケール除去の工程が不要となる。そのため、ホットスタンプ工程の生産性が改善される。
　鋼板表面にめっきを形成する方法としては、Ｚｎめっき又はＡｌめっきを形成する方法が考えられるが、Ｚｎめっきを用いた場合、液体金属脆性（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下、ＬＭＥと称する）の問題がある。ＬＭＥとは、固体金属表面に液体金属が接触した状態で引張応力を付与すると、本来延性を示す固体金属が脆化する現象をいう。Ｚｎは融点が低く、ホットスタンプ時に、溶けたＺｎがＦｅの旧オーステナイト粒界に沿って入り込み、鋼板にマイクロクラックが生じてしまう。
　Ａｌめっきを鋼板に施す場合、上記のＬＭＥの問題は発生しないが、ホットスタンプ時にＡｌめっきの表面において、Ａｌと水との反応が起こり、水素が発生する。そのため、鋼板への侵入水素量が多いという問題がある。この鋼板への水素の侵入量が多いと、ホットスタンプ後に応力を負荷すると鋼板が割れてしまう（水素脆化）。
　特許文献１には、鋼板の表面領域においてニッケルを富化することで、高温における鋼材への侵入水素を抑制する技術が開示されている。
　特許文献２には、鋼板をニッケル及びクロムを含み、重量比Ｎｉ／Ｃｒが１．５～９の間であるバリアプレコートで被覆することで、鋼材への侵入水素を抑制する技術が開示されている。
　しかし、特許文献１の方法では、Ａｌめっきを施した場合に発生する水素の侵入を十分に抑制することはできない場合があった。また、特許文献２の方法では、露点制御をおこなわない環境（例えば３０℃のような高露点環境下）では、鋼板への水素の侵入を十分に抑制できない場合があった。
国際公開２０１６／０１６７０７号 国際公開２０１７／１８７２５５号
Ｔ．Ｕｎｇａｒ、外３名、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ、１９９９年、第３２巻、第９９２頁～第１００２頁
　本発明は、上記の課題に鑑みてなされた発明であり、Ａｌめっきが施された鋼板をホットスタンプする場合においても、高露点環境下でも鋼板への水素の侵入を抑制することで優れた耐水素脆化特性を有するホットスタンプ用鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らが鋭意検討した結果、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層を備えるホットスタンプ用鋼板が、所望の平均層厚（厚さ）及び所望量のＮｉを含むＮｉめっき層を備え、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層上の酸化Ａｌ被膜を所定の膜厚（厚さ）以下に制限することで、露点を制御しない環境下においてホットスタンプを行っても、ホットスタンプ用鋼板への水素の侵入量を十分に抑制できることを知見した。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、
　母材と、
　Ａｌ含有量が７５質量％以上であり 、Ｓｉ含有量が３質量％以上であり、かつ、前記Ａｌ含有量と前記Ｓｉ含有量との合計が９５質量％以上であるＡｌ－Ｓｉ合金めっき層と、
　厚さ が０～２０ｎｍである酸化Ａｌ被膜と、
　Ｎｉ含有量が９０質量％超であるＮｉめっき層と、
をこの順で備え、
　前記母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０１％以上、０．７０％未満、
Ｓｉ：０．００１～１．０００％、
Ｍｎ：０．４０～３．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％～０．５０００％、 
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．１０００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、 
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｖ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～１．０００％下、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０％～０．３００％、および
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、
　前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さが７～１４８μｍであり、
　前記Ｎｉめっき層の厚さが２００ｎｍ超、２５００ｎｍ以下である。
（２）　上記（１）に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記Ｎｉめっき層が前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の上層として、前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層に直接接して設けられてもよい。
（３）　上記（１）に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記酸化Ａｌ被膜の厚さが２～２０ｎｍであってもよい。
（４）　上記（１）～（３）のいずれか１つに記載のホットスタンプ用鋼板は、前記母材の前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．００５～１．０００％、
Ｎｉ：０．００５～１．０００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％、
Ｖ：０．００５～１．０００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１５０％、
Ｍｏ：０．００５～１．０００％、
Ｃｒ：０．０５０～１．０００％、
Ｂ　：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％
ＲＥＭ：０．００１～０．３００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（５）　上記（１）～（４）のいずれか１つに記載のホットスタンプ用鋼板は、前記母材の表面から深さ１００μｍにおける転位密度が５×１０１３ｍ／ｍ３以上であってもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、Ａｌめっきを施されたホットスタンプ用鋼板であっても、高露点環境下でのホットスタンプにおいて、鋼板への水素の侵入を抑制することで優れた耐水素脆化特性を有するホットスタンプ用鋼板を提供することができる。
本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の断面模式図である。 本発明の別の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の断面模式図である。
＜ホットスタンプ用鋼板＞
　本発明者らが鋭意検討した結果、露点を制御しない環境においては、Ａｌめっきを形成した鋼板をホットスタンプすると、Ａｌめっき表面のＡｌと大気中の水とが反応することで、多量の水素が発生し、かつ、鋼板に水素が多く侵入することが分かった。
　本発明者らが、さらに鋭意検討したところ、下記の知見を得た。
（Ａ）Ｎｉの含有量が９０質量％超であるＮｉめっき層を用いると高露点下でのホットスタンプにおける鋼板への水素の侵入を抑制できる。
（Ｂ）Ｎｉめっき層の層厚（厚さ）が２００ｎｍ超であると、大気中の水との反応が十分に抑制され、また、鋼板に侵入する水素の量を低減できる。
（Ｃ）Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層上の酸化Ａｌ被膜の膜厚（厚さ）を低減することで、Ｎｉめっき層が形成されていないＮｉめっき層の欠陥領域の面積を低減することができ、その結果、大気と接触するＡｌ－Ｓｉ合金めっき層表面のＡｌを低減することができる。
（Ｄ）Ａｌめっきの上に電気めっきなどでＮｉめっき層を形成した場合、ホットスタンプ用鋼板としてはＮｉめっき層の密着性が不十分であったが、酸化Ａｌ被膜の厚さを０～２０ｎｍとすることで、ホットスタンプ用鋼板として使用できる程度に十分なＮｉめっき層の密着性が得られる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、上述の知見に基づいて、ホットスタンプ用鋼板の構成を決定した。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、各めっき構成の相乗効果により、本発明の目的とする効果が得られる。ホットスタンプ用鋼板１０は、図１に示すように、鋼板（母材）１、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２、酸化Ａｌ被膜３、及びＮｉめっき層４を備える。酸化Ａｌ被膜３が無い場合は、図２のように、ホットスタンプ用鋼板１０Ａは、母材１、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２、及びＮｉめっき層４を備える。以下、各構成について説明する。なお、本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　（鋼板）
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０の母材１となる鋼板（母材）は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．７０％未満、Ｓｉ：０．００１％～１．０００％、Ｍｎ：０．４０％～３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％～０．５０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および残部：Ｆｅ及び不純物である。
「Ｃ：０．０１％以上、０．７０％未満」
　Ｃは、焼入れ性を確保するために重要な元素である。母材のＣ含有量が０．０１％未満では、十分な焼入れ性を得ることが困難となり、引張強さが低下する。そのため、母材のＣ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量が０．２５％以上の場合、１６００ＭＰａ以上の引張強さを得られるので、好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．２８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．７０％以上では、粗大な炭化物が生成して破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．７０％未満とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３６％以下である。
「Ｓｉ：０．００１％～１．０００％」
　Ｓｉは、焼入れ性を確保するために含有させる元素である。Ｓｉ含有量が０．００１％未満では上記効果が得られない。そのため、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とする。より好ましいＳｉ含有量は、０．００５％以上である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．１００％以上である。Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕの熱間脆性を抑制するために、Ｓｉ含有量は、０．３５０％以上であることが好ましい。１．０００％超のＳｉを含有させると、オーステナイト変態温度（Ａｃ３等）が非常に高くなり、ホットスタンプのための加熱に要するコストが上昇したり、ホットスタンプ加熱時にフェライトが残留してホットスタンプ成形体の引張強さが低下したりする場合がある。このため、Ｓｉ含有量は１．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０００％以下である。Ｃｕを含有する場合は、オーステナイト変態温度の温度が高くなるので、Ｓｉ含有量は、０．６００％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量は、０．４００％以下または０．２５０％以下であってもよい。
「Ｍｎ：０．４０％～３．００％」
　Ｍｎは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の引張強さの向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．４０％未満では、ホットスタンプ成形体が水素脆化割れで破断する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量を３．００％超とすると、鋼中に粗大な介在物が生成して破壊が生じやすくなることに加え、耐水素脆化特性が低下するので、Ｍｎ含有量は、３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
「ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％～０．５０００％」
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満では、脱酸が十分に行われず上記効果が得られないことに加え、ホットスタンプ成形体の水素脆化割れが起きる場合がある。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、または０．００２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５０００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の水素脆化割れが起きる場合がある。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．４０００％以下、または０．３０００％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌと、ＡｌＮ等の酸可溶性析出物として鋼中に存在するＡｌとの総量のことをいう。
「Ｐ：０．１００％以下」
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の水素脆化割れが起こる場合がある。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。より好ましいＰ含有量は、０．０１０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００５％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくないため、実操業上、０．０００５％を下限としてもよい。
「Ｓ：０．１０００％以下」
　Ｓは、鋼中に介在物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下し、ホットスタンプ成形体の水素脆化割れが起こる場合がある。そのため、Ｓ含有量は０．１０００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくないため、実操業上、０．０００１５％を下限としてもよい。
「Ｎ：０．０１００％以下」
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成してホットスタンプ成形体の靱性および耐水素脆化特性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の水素脆化割れが起こる場合がある。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくないため、実操業上、０．０００１％を下限としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０を構成する鋼板（母材）は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ及びＲＥＭからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
「Ｃｕ：０～１．００％」
　Ｃｕは、ホットスタンプ時にホットスタンプ部材のめっき層まで拡散して、ホットスタンプ部材の製造における、加熱時に侵入する水素を低減する作用を有する。そのため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。また、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後のホットスタンプ成形体の引張強さを安定して確保するために有効な元素である。Ｃｕを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｃｕ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１５０％以上である。一方、１．００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３５０％以下である。
「Ｎｉ：０～１．００％」
　Ｎｉは、鋼板製造時のＣｕによる熱間脆性を抑制し、安定した生産を確保するために、重要な元素であるので、Ｎｉを含有させてもよい。Ｎｉ含有量が０．００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０５％以上が好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、ホットスタンプ用鋼板の限界水素量が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
「Ｎｂ：０～０．１５０％」
　Ｎｂは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｎｂを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、０．１５０％を超えてＮｂを含有させても上記効果は飽和するので、Ｎｂ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１００％以下である。
「Ｖ：０～１．０００％」
　Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果や水素トラップ効果により鋼材の限界水素量を向上させる元素である。そのため、Ｖを含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖを０．００５％以上含有させることが好ましく、０．０５％以上含有させることがより好ましい。しかしながら、Ｖ含有量が１．０００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．０００％以下とする。
「Ｔｉ：０～０．１５０％」
　Ｔｉは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｔｉを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以上である。一方、０．１５０％を超えて含有させても上記効果は飽和するので、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１２０％以下である。
「Ｍｏ：０～１．０００％」
　Ｍｏは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｍｏを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
「Ｃｒ：０～１．０００％」
　Ｃｒは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｃｒを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｃｒ含有量は０．０５０％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１００％以上である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｒ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
「Ｂ：０～０．０１００％」
　Ｂは、粒界に偏析して粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｂを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７５％以下である。
「Ｃａ：０～０．０１０％」
　Ｃａは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。この作用を確実に発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
「ＲＥＭ：０～０．３００％」
　ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。この作用を確実に発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、０．３００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、ＲＥＭ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の含有量の合計を指す。
「残部がＦｅ及び不純物」
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０を構成する母材１の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、あるいは、意図的に添加されたものであって本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０をホットスタンプした後の、ホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　上述した母材１の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面のめっき層は機械研削により除去してから化学組成の分析を行えばよい。ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。
「金属組織」
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０を構成する母材１の金属組織について説明する。ホットスタンプ用鋼板１０の母材１の金属組織は、断面の面積率において、フェライトの面積率は２０％以上が好ましい。より好ましいフェライトの面積率は３０％以上である。フェライトの面積率は８０％以下が好ましい。より好ましいフェライトの面積率は７０％以下である。断面の面積率においてパーライトの面積率は２０％以上であることが好ましい。パーライトの面積率は８０％以下であることが好ましい。より好ましいパーライトの面積率は７０％以下である。残部がベイナイト、マルテンサイトまたは残留オーステナイトであってもよい。残部組織の面積率は５％未満であってもよい。
（フェライト及びパーライトの面積率の測定方法）
　フェライトおよびパーライトの面積率の測定は、以下の方法で行う。板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、表面から板厚の１／４深さを分析できるように、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＰ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。
　まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＰ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積率を求めることで、フェライトの面積率を得る。
（残部組織の面積率の決定方法）
　本実施形態における残部の面積率は、１００％から、フェライトとパーライトの面積率を差し引いた値とする。
「表面から深さ１００μｍにおける転位密度が５×１０１３ｍ／ｍ３以上」
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０を構成する母材１の転位密度について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０を構成する母材１の表面から深さ１００μｍにおける転位密度が５×１０１３ｍ／ｍ３以上であることが好ましい。より好ましい転位密度は、５０×１０１３ｍ／ｍ３以上である。母材１１の表面から１００μｍにおける転位密度が５×１０１３ｍ／ｍ３以上であると、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＡｌが母材１側に移行しやすくなる。そのため、ホットスタンプ時の加熱によって、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＡｌがホットスタンプ用鋼板１０のＮｉめっき層４の最表面にまで移動することを抑制することができる。転位密度は、１０００×１０１３ｍ／ｍ３以下であることが好ましい。より好ましい転位密度は、１５０×１０１３ｍ／ｍ３以下である。
「転位密度の測定」
　次に、母材１の表面から深さ１００μｍにおける転位密度の測定方法について説明する。転位密度は、Ｘ線回折法あるいは透過型電子顕微鏡観察によって測定することができるが、本実施形態ではＸ線回折法を用いて測定する。
　まず、ホットスタンプ用鋼板１０に用いる母材１の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から、サンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、２０ｍｍ角程度の大きさとする。蒸留水４８質量％、過酸化水素水４８質量％、フッ化水素酸４質量％の混合溶液を用いて、サンプルを２００μｍ減厚する。この時、サンプルの表面と裏面とは１００μｍずつ減厚され、減圧前のサンプル表面から１００μｍの領域が露出する。この露出した表面についてＸ線回折測定を行い、体心立方格子の複数の回折ピークを特定する。これらの回折ピークの半値幅から転位密度を解析することで、表面から深さ１００μｍにおける転位密度を得る。解析法については、非特許文献１に記載のｍｏｄｉｆｉｅｄ　Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を使用する。なお、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２及びＮｉめっき層４を備えるホットスタンプ用鋼板１０の上記転位密度を測定する場合は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２及びＮｉめっき層４を除去した後に、転位密度を測定する。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２及びＮｉめっき層４を除去する方法としては、例えば、ＮａＯＨ水溶液にホットスタンプ用鋼板１０を浸漬する方法が挙げられる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０の母材１の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．４ｍｍ以上が好ましい。より好ましい母材１の板厚は０．８ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は１．２ｍｍ以上である。母材１の板厚は６．０ｍｍ以下とすることが好ましい。より好ましい母材１の板厚は、５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下、３．２ｍｍ以下又は２．８ｍｍ以下である。
（Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層）
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０のＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２は、母材１の上層として設けられている。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２は、Ａｌ及びＳｉを主成分とするめっきである。ここで、Ａｌ及びＳｉを主成分とするとは、少なくとも、Ａｌ含有量が７５質量％以上であり、Ｓｉ含有量が３質量％以上であり、かつ、Ａｌの含有量とＳｉの含有量との合計が９５質量％以上であることをいう。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＡｌ含有量は、８０質量％以上であることが好ましい。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層中のＡｌ含有量は９５質量％以下であることが好ましい。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＡｌ含有量がこの範囲であれば、ホットスタンプ時に鋼板の表面に密着性の良いスケールが形成される。
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量は、３質量％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量は６質量％以上である。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量は、２０質量％以下であることが好ましい。より好ましくはＳｉ含有量は、１２質量％以下である。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量が３質量％以上であれば、Ｆｅ－Ａｌの合金化を抑制することができる。また、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量が２０質量％以下であれば、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の融点の上昇を抑制でき、溶融めっき浴の温度を低くすることができる。そのため、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量が２０質量％以下であれば、生産コストを下げることができる。Ａｌの含有量とＳｉの含有量との合計は、９７質量％以上、９８質量％以上又は９９質量％以上であってもよい。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の製造中に不可避的に混入する成分や母材１中の成分等が挙げられる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０のＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２の平均層厚（厚さ）は７μｍ以上である。何故なら、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さが７μｍ未満であると、ホットスタンプ時に密着性のよいスケールを形成することができない場合があるためである。より好ましいＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さは１２μｍ以上、１５μｍ以上、１８μｍ以上又は２２μｍ以上である。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さは１４８μｍ以下である。何故なら、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さが１４８μｍ超であると、上記の効果が飽和することに加え、コストが高くなるためである。より好ましいＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さは１００μｍ以下、６０μｍ以下、４５μｍ以下、３７μｍ以下である。
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さは以下のように測定する。ホットスタンプ用鋼板１０の板厚方向に切断を行った後、ホットスタンプ用鋼板１０の断面を研磨する。研磨したホットスタンプ用鋼板１０の断面を、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ：ＦＥ－ＥＰＭＡ）により、ホットスタンプ用鋼板１０の表面から母材１までをＺＡＦ法を用いて線分析し、検出された成分中のＡｌ濃度（含有量）及びＳｉ濃度（含有量）を測定する。測定条件は、加速電圧１５ｋＶ、ビーム径１００ｎｍ程度、１点あたりの照射時間１０００ｍｓ、測定ピッチ６０ｎｍとすればよい。Ａｌ濃度が７５質量％以上、Ｓｉ濃度が３質量％以上、かつ、Ａｌ濃度とＳｉ濃度との合計が９５質量％以上である領域をＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２と判定する。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の層の厚さは、上記の領域の板厚方向の長さとする。５μｍ間隔ずつ離れた５箇所の位置でＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２の層の厚さを測定し、求めた値の算術平均をＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さとする。
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＡｌ含有量及びＳｉ含有量は、ＪＩＳ　Ｋ　０１５０（２００５）に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さの１／２位置のＡｌ含有量及びＳｉ含有量を測定することで、ホットスタンプ用鋼板１０におけるＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＡｌ含有量及びＳｉ含有量を得ることができる。
（酸化Ａｌ被膜）
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０の酸化Ａｌ被膜３は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の上層として、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２に接して設けられている。酸化Ａｌ被膜は、Ｏの含有量が２０ａｔｏｍｉｃ％以上である領域とする。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０の酸化Ａｌ被膜３の厚さが２０ｎｍ超の場合、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の上に設けられるＮｉめっき層４との密着性が低下して、ホットスタンプ成形などのハンドリング時に上層めっきが剥離してしまう可能性がある。このめっき剥離は、ホットスタンプ行うことに対しては問題とならない程度ではあるが、耐水素脆化特性が低下する。また、酸化Ａｌ被膜３の厚さが２０ｎｍ超の場合、酸化Ａｌ被膜３の上層として設けられるＮｉめっき層４の被覆率が９０％未満となる。このため、酸化Ａｌ被膜３の厚さは、０～２０ｎｍ以下である。より好ましくは、酸化Ａｌ被膜３の厚さは、１０ｎｍ以下である。酸化Ａｌ被膜３の厚さは、２ｎｍ以上であってもよい。酸化Ａｌ被膜３は無くてもよいので、酸化Ａｌ被膜３の下限は０ｎｍである。その場合、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２に接するように、Ｎｉめっき層４が形成される。
　酸化Ａｌ被膜３の厚さは、ＡｒスパッタリングとＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）測定とを交互に繰り返すことで、評価する。具体的には、Ａｒスパッタリング（加速電圧２０ｋＶ、スパッタレート１．０ｎｍ／ｍｉｎ）でホットスタンプ用鋼板１０のスパッタリングを行った後に、ＸＰＳ測定を行う。このＡｒスパッタリングとＸＰＳ測定とは交互に行い、ＸＰＳ測定で酸化したＡｌの２ｐ軌道の結合エネルギー７３．８ｅＶ～７４．５ｅＶのピークが現れてからなくなるまで、これらの測定を繰り返す。酸化Ａｌ被膜３の厚さは、スパッタリングを開始して初めてＯの含有量が２０ａｔｏｍｉｃ％以上となる位置から、Ｏの含有量が２０ａｔｏｍｉｃ％未満となる位置までのスパッタリング時間とスパッタレートとから算出する。スパッタレートはＳｉＯ２換算で行う。酸化Ａｌ被膜３の厚さは、２箇所で測定した算術平均値とする。
（Ｎｉめっき層）
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０のＮｉめっき層４は、酸化Ａｌ被膜３の上層として酸化Ａｌ被膜３に接して設けられている。酸化Ａｌ被膜３が無い場合は、Ｎｉめっき層４は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の上層として、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２に接して設けられている。Ｎｉは酸化しづらく、高温で水による酸化が抑制されることにより水素を発生しにくい上、水素が発生し表面に吸着しても、水素原子同士が結合し水素ガスとなって脱離するＴａｆｅｌ反応を促進させるため、鋼板中に水素が侵入しづらくなる効果を有する。そのため、Ｎｉめっき層４を形成することで、ホットスタンプする際のホットスタンプ用鋼板１０への水素の侵入量を抑制することができる。
　本実施形態に係るＮｉめっき層４の平均層厚（厚さ）は、２００ｎｍ超である。より好ましいＮｉめっき層４の厚さは、２８０ｎｍ以上、３５０ｎｍ以上、４５０ｎｍ以上、５６０ｎｍ以上又は６５０ｎｍ以上である。Ｎｉめっき層４の厚さが２００ｎｍ以下であると、ホットスタンプ時の母材１への水素の侵入を十分に抑制できない。また、Ｎｉめっき層４の厚さは２５００ｎｍ以下である。より好ましいＮｉめっき層４の厚さは、１５００ｎｍ以下、１２００ｎｍ以下又は１０００ｎｍ以下である。Ｎｉめっき層４の厚さが２５００ｎｍ超であると、母材１への水素の侵入量を抑制する効果が飽和し、コストが高くなる。
　Ｎｉめっき層４中のＮｉ含有量が９０質量％以下であると、ホットスタンプ用鋼板１０への水素の侵入量を抑制する効果が得られない場合がある。このため、Ｎｉめっき層４中のＮｉ含有量は、９０質量％超である。より好ましいＮｉ含有量は、９２質量％以上である。より好ましいＮｉ含有量は、９３質量％以上又は９４質量％である。さらに好ましいＮｉ含有量は、９６質量％以上、９８質量％以上又は９９質量％以上である。Ｎｉめっき層の（Ｎｉを除く）残部の化学組成は、特に限定されない。Ｎｉめっき層中にＣｒを含有してもよいが、Ｎｉ／Ｃｒの比が９よりも大きいことが好ましく、この比が１５以上または３０以上であることがより好ましい。より好ましくはＮｉめっき層中のＣｒ含有量は６．０質量％以下が好ましく、４．０質量％以下または３．０％質量％以下であることがより好ましい。さらに好ましくはＮｉめっき層３中のＣｒ含有量は、２．０質量％以下である。Ｃｒ含有量を低減することで、水素の侵入量を低減することができる。
　酸化Ａｌ被膜３に対するＮｉめっき層４の被覆率（酸化Ａｌ被膜３がない場合は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２に対するＮｉめっき層４の被覆率）が９０％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉめっき層４の被覆率が９５％以上である。Ｎｉめっき層４の被覆率が９０％未満であると、ホットスタンプ時のＡｌ－Ｓｉ合金めっき層２表面で水蒸気とＡｌとの反応を十分に抑制できない。Ｎｉめっき層４の被覆率は、１００％以下であってもよく、９９％以下であってもよい。
　Ｎｉめっき層の被覆率は、ＸＰＳの測定で評価する。具体的には、ＸＰＳ測定は、アルバック・ファイ社製のＱｕａｎｔｕｍ２０００型を用い、線源Ａｌ　Ｋα線を用い、出力１５ｋＶ、２５Ｗ、スポットサイズ１００μｍ、スキャン回数１０回、ホットスタンプ用鋼板１０を全エネルギー範囲で走査して測定し、アルバック・ファイ社製の解析ソフトＭｕｌｔｉＰａｋ　Ｖ．８．０を用いて解析し、検出された金属成分におけるＮｉの含有量（ａｔｏｍｉｃ％）、Ａｌの含有量（ａｔｏｍｉｃ％）、及び他の成分の含有量を（ａｔｏｍｉｃ％）を得る。得られた含有量（ａｔｏｍｉｃ％）を含有量（質量％）に換算することで、Ｎｉ含有量（質量％）及びＡｌ含有量（質量％）を得ることができる。次にＮｉの含有量とＡｌの含有量との合計に対するＮｉ含有量の割合（％）を計算する。得られた割合をＮｉめっきの被覆率（％）とする。
　Ｎｉめっき層４の厚さは、ＡｒスパッタリングエッチングとＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）測定とを交互に繰り返すことで、測定する。具体的には、Ａｒスパッタリング（加速電圧２０ｋＶ、スパッタレート１．０ｎｍ／ｍｉｎ）でホットスタンプ用鋼板１０のスパッタリングエッチングを行った後に、ＸＰＳ測定を行う。このＡｒスパッタリングエッチングとＸＰＳ測定とは交互に行い、ＸＰＳ測定でＮｉの２ｐ軌道の結合エネルギー８５２．５ｅＶ～８５２．９ｅＶのピークが現れてからなくなるまで、これらの測定を繰り返す。Ｎｉめっき層４の層厚は、スパッタリングを開始して初めてＮｉの含有量が１０ａｔｏｍｉｃ％以上となる位置から、Ｎｉの含有量が１０ａｔｏｍｉｃ％未満となる位置までの上記の範囲のピークが現れてからなくなるまでのスパッタリングエッチング時間とスパッタエッチングレートとから算出する。スパッタエッチングレートはＳｉＯ２換算で行う。Ｎｉめっき層４の厚さは、２箇所で測定した算術平均値とする。
　Ｎｉめっき層４中のＮｉ含有量は、上記のＮｉめっき層の厚さの測定において得られるＮｉめっき層４の板厚方向の中心位置におけるＮｉ濃度をＮｉ含有量とする。
（厚さ）
　ホットスタンプ用鋼板１０の厚さは、特に限定されないが、例えば、０．４ｍｍ以上であってもよい。よりこのましい鋼板の厚みは、０．８ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は１．２ｍｍ以上である。ホットスタンプ用鋼の厚さは６．０ｍｍ以下であってもよい。より好ましい鋼板の厚みは５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下、３．２ｍｍ以下又は２．８ｍｍ以下である。
＜ホットスタンプ用鋼板の製造方法＞
　次に、ホットスタンプ用鋼板１０の好適な製造方法について説明する。熱間圧延に供するスラブは、常法で製造したスラブであればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造したスラブであればよい。熱間圧延も一般的な方法で行えばよく、特に限定しない。
「冷却開始温度」
　熱間圧延後の冷却の開始温度（冷却開始温度）は、Ａｃ３点～１４００℃であることが好ましい。この範囲で冷却を開始することで、ホットスタンプ用鋼板１０の母材１の表面から深さ１００μｍにおける転位密度を５×１０１３ｍ／ｍ３以上にすることができる。より好ましい冷却開始温度は、１０００～１１５０℃である。なお、Ａｃ３点（℃）は下記（１）式で表される。
　Ａｃ３＝９１２－２３０．５×Ｃ＋３１．６×Ｓｉ－２０．４×Ｍｎ－１４．８×Ｃｒ－１８．１×Ｎｉ＋１６．８×Ｍｏ－３９．８×Ｃｕ・・・（１）
　なお、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
「冷却速度」
　熱間圧延後の冷却における平均冷却速度が３０℃／秒以上であることが好ましい。より好ましい平均冷却速度は５０℃／秒以上である。平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、ホットスタンプ用鋼板の母材１の表面から深さ１００μｍにおける転位密度を５×１０１３ｍ／ｍ３以上にすることができない場合がある。平均冷却速度は、２００℃／秒以下とするのが好ましい。より好ましい平均冷却速度は、１００℃／秒以下である。平均冷却速度が２００℃／秒超となると、過度に転位密度が高くなる。この時の平均冷却速度は、鋼板の表面の温度変化から算出するものであり、熱間圧延終了後から巻取り開始までの平均冷却速度を示す。
　冷却開始後、４００℃～６００℃の温度域まで冷却して鋼板を巻き取る。巻取り開始温度が４００℃未満では、ホットスタンプ用鋼板１０の母材１の表面から深さ１００μｍにおける転位密度が過度に高くなるので、好ましくない。巻取り開始温度が６００℃超では、転位密度を５×１０１３ｍ／ｍ３以上にすることができない。
　巻取り後、必要に応じて、さらに冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延における累積圧下率は特に限定しないが、鋼板の形状安定性の観点から、４０～６０％とすることが好ましい。
「Ａｌ－Ｓｉ合金めっき」
　上記の熱延鋼板をそのまま、もしくは冷間圧延を施した後、Ａｌ－Ｓｉ合金めっきを施す。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の形成方法は、特に限定されるものではなく、溶融めっき法、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等を用いることができる。特に好ましくは、溶融めっき法である。
　溶融めっき法で、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２を形成する場合は、少なくともＳｉの含有量が３質量％以上で、Ａｌの含有量とＳｉの含有量との合計が９５質量％以上となるように成分を調整しためっき浴に上記の母材１を浸漬することでＡｌ－Ｓｉ合金めっき鋼板を得る。めっき浴の温度は６６０℃～６９０℃の温度域が好ましい。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２を施す前に、めっき浴温度６５０℃～７８０℃の近傍まで熱延鋼板を昇温してからめっきを行ってもよい。
　また、溶融めっきを行う場合、めっき浴にはＡｌやＳｉの他に不純物としてＦｅが混入している場合がある。また、Ｓｉの含有量が３質量％以上、かつ、Ａｌの含有量とＳｉの含有量との合計が９５質量％以上となる限り、さらにめっき浴にはＮｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、ミッシュメタル等を含有していてもよい。
「酸化Ａｌ被膜除去」
　次に、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２を形成後の鋼板（以下、Ａｌめっき鋼板）の酸化Ａｌ被膜３を除去して、酸化Ａｌ被膜除去鋼板を得る。酸化Ａｌ被膜３の除去は、Ａｌめっき鋼板を酸性又は塩基性の除去液に浸漬することで行う。酸性の除去液としては、希塩酸（ＨＣｌ　０．１ｍｏｌ／Ｌ）などが挙げられる。塩基性の除去液としては、水酸化ナトリウム水溶液（ＮａＯＨ　０．１ｍｏｌ／Ｌ）などが挙げられる。浸漬時間は、Ｎｉめっき層４形成後の酸化Ａｌ被膜３の厚さが２０ｎｍ以下になるように、調整する。例えば、浴温４０℃の場合、１分間浸漬することで、酸化Ａｌ被膜３を除去する。
「Ｎｉめっき」
　酸化Ａｌ被膜３の厚さが２０ｎｍ以下になるように酸化Ａｌ被膜３を除去後、１分以内に酸化Ａｌ被膜除去鋼板に対してＮｉめっきを施してＮｉめっき層４を形成することでホットスタンプ用鋼板を得ることが好ましい。Ｎｉめっき層４の形成は、電気めっき法、真空蒸着法などで形成してもよい。
　電気めっきでＮｉめっき層４を形成する場合は、硫酸ニッケル、塩化ニッケル、及びホウ酸からなるめっき浴に酸化Ａｌ被膜３を除去後の鋼板を浸漬し、アノードに可溶性のＮｉを用い、電流密度及び通電時間を適宜制御して、厚さが２００ｎｍ超、２５００ｎｍ以下となるようにＮｉめっき層４を形成することができる。
　Ｎｉめっきの後、累積圧下率で０．５～２％程度の調質圧延を行ってもよい（特に、上記のめっき原板が冷間圧延された鋼板である場合）。
　＜ホットスタンプ工程＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０を用いた、ホットスタンプの条件の一例を説明するが、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０のホットスタンプ条件はこの条件に限定されない。
　上述のホットスタンプ用鋼板１０を加熱炉に入れ、加熱速度は２．０℃／秒～１０．０℃／秒で、Ａｃ３点以上の温度（到達温度）まで加熱する。到達温度になった後は、５秒～３００秒ほど保持し、ホットスタンプ用鋼板１０をホットスタンプし、室温まで冷却する。これにより、ホットスタンプ成形体を得る。
（ホットスタンプ成形体の引張強さ）
　ホットスタンプ成形体の引張強さを１６００ＭＰａ以上としてもよい。必要に応じて、引張強さの下限を、１６５０ＭＰａ、１７００ＭＰａ、１７５０ＭＰａ又は１８００ＭＰａとしてもよく、その上限を２５００ＭＰａ、２４００ＭＰａ、２３００ＭＰａ又は２２２０ＭＰａとしてもよい。ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法により測定することができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（鋼板の製造）
　表１－１及び１－２に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造したスラブに、Ａｃ３～１４００℃の温度まで加熱して熱間圧延を行い、表２－１及び２－２に記載の冷却条件で冷却し、表２－１及び２－２に記載の巻取り開始温度で巻取ることにより、熱延鋼板（鋼板）を得た。実験Ｎｏ．７３～８２については、熱延後３．２ｍｍから厚さ１．６ｍｍに冷間圧延を行い、冷延鋼板を得た。その他の鋼板は、熱間圧延で厚さ１．６ｍｍまで圧延した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
（Ａｌ－Ｓｉめっき）
　上記で製造した鋼板に対し、Ａｌ－Ｓｉ合金めっきを施した。Ａｌ－Ｓｉ合金の溶融めっき浴は、表２－１及び２－２に記載のＡｌ含有量及びＳｉ含有量となるように、めっき浴の成分を調整した。成分を調整しためっき浴に上記の方法により製造した鋼板を浸漬し、表２－１及び２－２に記載のＡｌ－Ｓｉ合金めっき鋼板を得た。
（酸化Ａｌ被膜除去）
　Ａｌ－Ｓｉめっき鋼板の表面の酸化Ａｌ被膜を表２－１及び２－２に記載の方法で除去した。表２－１及び２－２にアルカリと記載されている場合は、除去液として０．１ｍｏｌ／Ｌの水酸化ナトリウム水溶液を用いた。表２－１及び２－２に酸と記載されている場合は、除去液として０．１ｍｏｌ／Ｌの希塩酸を用いた。上記で得たＡｌ－Ｓｉめっき鋼板を除去液に浸漬し、酸化Ａｌ被膜除去鋼板を得た。
（Ｎｉめっき）
　次に、酸化Ａｌ被膜除去鋼板に対し、Ｎｉめっきを施した。Ｎｉめっき浴には、硫酸ニッケル２００～４００ｇ／Ｌ、塩化ニッケル２０～１００ｇ／Ｌ、ほう酸５～５０ｇ／Ｌを含むＷａｔｔ浴を用いた。表２－１及び２－２に記載のＮｉ含有量となるように、硫酸ニッケル、塩化ニッケル、及びホウ酸の比率を調整し、ｐＨ＝１．５～２．５、浴温４５℃～５５℃に調整した。アノードは可溶性のＮｉを用い、電流密度２Ａ／ｄｍ２とし、表２－１及び２－２に記載の厚さとなるように、通電時間を制御して、ホットスタンプ用鋼板を得た。なお、表２－１及び２－２中の蒸着と記載があるものは電気めっきではなく、蒸着でＮｉめっき層を形成した。蒸着めっきは、蒸着中の真空度５．０×１０－３～２．０×１０－５Ｐａで実施し、蒸着のための熱源には電子線（電圧１０Ｖ、電流１．０Ａ）を用いた。得られたホットスタンプ用鋼板の母材の各組織を上述の方法で確認したところ、断面の面積率において、フェライト：２０～８０％、パーライト：２０～８０％、残部：５％未満であった。
（ホットスタンプ）
　次に、高露点環境下（露点：３０℃）で、表３－１及び３－２に記載の通りの条件でホットスタンプ用鋼板をホットスタンプし、ホットスタンプ成形体を得た。
（転位密度測定）
　上記で製造した鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から、サンプルを切り出した。サンプルの大きさは、２０ｍｍ角とした。蒸留水４８質量％、過酸化水素水４８質量％、フッ化水素酸４質量％の混合溶液を用いて、サンプルを２００μｍ減厚した。この時、サンプルの表面と裏面とは１００μｍずつ減厚され、減圧前のサンプル表面から１００μｍの領域が露出した。この露出した表面についてＸ線回折測定を行い、体心立方格子の複数の回折ピークを特定した。これらの回折ピークの半値幅から転位密度を解析し、表面から深さ１００μｍにおける転位密度を得た。解析法については、非特許文献１に記載のｍｏｄｉｆｉｅｄ　Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を使用した。得られた結果を表３－１及び３－２に示す。なお、上記で製造したホットスタンプ用鋼板のＮｉめっき層及びＡｌ－Ｓｉ合金めっき層をＮａＯＨ水溶液を用いて除去した後に、転位密度を測定したところ、表３－１及び表３－２と同様の結果であった。
（Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さ）
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さは以下のように測定した。上記の製造方法で得られたホットスタンプ用鋼板を板厚方向に切断した。その後、ホットスタンプ用鋼板の断面を研磨し、研磨したホットスタンプ用鋼板の断面を、ＦＥ－ＥＰＭＡにより、ホットスタンプ用鋼板の表面から鋼板までをＺＡＦ法を用いて線分析し、検出された成分中のＡｌ濃度及びＳｉ濃度を測定した。測定条件は、加速電圧１５ｋＶ、ビーム径１００ｎｍ程度、１点あたりの照射時間１０００ｍｓ、測定ピッチ６０ｎｍとした。Ｎｉめっき層、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層及び鋼板が含まれる範囲で測定を行った。Ａｌ含有量が７５質量％以上であり、Ｓｉ濃度が３質量％以上であり、かつ、Ａｌ濃度とＳｉ濃度との合計が９５質量％以上である領域をＡｌ－Ｓｉ合金めっき層と判定し、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さは、上記の領域の板厚方向の長さとした。５μｍ間隔ずつ離れた５箇所の位置でＡｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さを測定し、求めた値の算術平均をＡｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さとした。評価結果を表２－１及び２－２に示す。
（Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層中のＡｌ含有量及びＳｉ含有量測定）
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層中のＡｌ含有量及びＳｉ含有量は、ＪＩＳ　Ｋ　０１５０（２００５）に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の全厚の１／２位置のＡｌ含有量及びＳｉ含有量を測定することで、ホットスタンプ用鋼板１０におけるＡｌ－Ｓｉ合金めっき層中のＡｌ含有量及びＳｉ含有量を得た。得られた結果を表２－１及び２－２に示す。
（酸化Ａｌ被膜の厚さ）
　酸化Ａｌ被膜の厚さは、ＡｒスパッタリングとＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）測定を交互に繰り返すことで、評価した。具体的には、Ａｒスパッタリング（加速電圧０．５ｋＶ、ＳｉＯ２を基準としたスパッタレート０．５ｎｍ／ｍｉｎ）でホットスタンプ用鋼板のスパッタリングを行った後に、ＸＰＳ測定を行った。ＸＰＳ測定は、線源Ａｌ　Ｋα線を用い、出力１５ｋＶ、２５Ｗ、スポットサイズ１００μｍ、スキャン回数１０回、全エネルギー範囲０～１３００ｅＶで行った。ＡｒスパッタリングとＸＰＳ測定は交互に行い、ＸＰＳ測定でＡｌの２ｐ軌道の結合エネルギー７３．８ｅＶ～７４．５ｅＶのピークが現れてからなくなるまで、これらの測定を繰り返した。酸化Ａｌ被膜の厚さは、スパッタリングを開始して初めてＯの含有量が２０ａｔｏｍｉｃ％以上となる位置から、Ｏの含有量が２０ａｔｏｍｉｃ％未満となる位置までのスパッタリング時間とスパッタリングレートから算出する。スパッタリングレートはＳｉＯ２換算で行う。酸化Ａｌ被膜の厚さは、２箇所で測定した算術平均値とした。得られた結果を表２－１及び２－２に示す。
（Ｎｉめっき層の厚さ）
　Ｎｉめっき層４の厚さは、ＡｒスパッタリングエッチングとＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）測定とを交互に繰り返すことで、測定する。具体的には、Ａｒスパッタリング（加速電圧２０ｋＶ、スパッタレート１．０ｎｍ／ｍｉｎ）でホットスタンプ用鋼板１０のスパッタリングエッチングを行った後に、ＸＰＳ測定を行う。このＡｒスパッタリングエッチングとＸＰＳ測定とは交互に行い、ＸＰＳ測定でＮｉの２ｐ軌道の結合エネルギー８５２．５ｅＶ～８５２．９ｅＶのピークが現れてからなくなるまで、これらの測定を繰り返す。Ｎｉめっき層４の層厚は、スパッタリングを開始して初めてＮｉの含有量が１０ａｔｏｍｉｃ％以上となる位置から、Ｎｉの含有量が１０ａｔｏｍｉｃ％未満となる位置までの上記の範囲のピークが現れてからなくなるまでのスパッタリングエッチング時間とスパッタエッチングレートとから算出する。スパッタエッチングレートはＳｉＯ２換算で行う。Ｎｉめっき層４の厚さは、２箇所で測定した算術平均値とする。
（Ｎｉめっき層のＮｉ含有量）
　Ｎｉめっき層中のＮｉ含有量は、Ｎｉめっき層の厚さの測定において得られたＮｉめっき層の板厚方向の中心位置におけるＮｉ濃度をＮｉ含有量とした。具体的には、板厚方向のＮｉめっき層の中心位置で測定して得られた値の算術平均（Ｎ＝２）をＮｉ含有量とした。得られた結果を表２－１及び２－２に示す。
（Ｎｉめっき層の被覆率）
　Ｎｉめっき層の被覆率は、ＸＰＳ測定で評価した。ＸＰＳ測定は、線源Ａｌ　Ｋα線を用い、出力１５ｋＶ、２５Ｗ、スポットサイズ１００μｍ、スキャン回数１０回、ホットスタンプ用鋼板１０を全エネルギー範囲０～１３００ｅＶで走査して測定し、Ｎｉの含有量（ａｔｏｍｉｃ％）とＡｌの含有量（ａｔｏｍｉｃ％）を算出した。次にＮｉの含有量とＡｌの含有量との合計に対するＮｉ含有量の割合（％）を計算し、得られた割合をＮｉめっきの被覆率（％）とした。得られた結果を表２－１及び２－２に示す。
（引張強さ）
　ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。なお、スケールの状態が劣悪であった実験Ｎｏ．６３は評価しなかった。測定した測定結果を表３－１及び３－２に示す。表３－１および３－２において、早期破断とあるのは、降伏点を有さず、数値が上昇中に破断した試験であり、引張強さの測定範囲の破断時の変位が、引張強さの最大値となる試験（つまり、最大荷重後の伸びがなく、破断した試験）であったことを意味する。
（加熱炉で侵入した水素量）
　ホットスタンプ成形体に対し、昇温水素分析を行い、加熱炉で侵入した侵入水素量を測定した。ホットスタンプ成形体は、ホットスタンプの金型による冷却で２００℃以下となったら、ただちに液体窒素で－１０℃以下に冷却して凍結し、昇温水素分析にて３００℃までに放出される拡散性水素量を用いて、ホットスタンプ成形体の侵入水素量（質量ｐｐｍ）を評価した。侵入水素量が０．３５０質量ｐｐｍ以下の場合を高露点環境下でも侵入水素量を抑制できると判断し合格とした。侵入水素量が０．３５０質量ｐｐｍ超の場合を不合格とした。なお、スケールの状態が劣悪であった実験Ｎｏ．６３は水素量を測定しなかった。また、早期破断した実験Ｎｏ．８、１３、２２、２６、２７、３１、３４についても水素量を測定しなかった。測定結果を表３－１及び３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３－１及び３－２に示す通り、本発明の範囲を満足する実験Ｎｏ．２～７、９～１２、１４～２１、２３～２５、２８～３０、３２、３３、３５～６２、６４、６５、６７、７１～７３、７５～８２は加熱炉での侵入水素量も少なかった。
　実験Ｎｏ．１は、Ｎｉめっき層のＮｉ含有量が７５％であったので、多量の水素が鋼板に侵入した。
　実験Ｎｏ．８は、鋼板のＣ含有量が０．７０％以上であったので、水素脆化割れで早期に破断した。
　実験Ｎｏ．１３は、鋼板のＭｎ含有量が０．４０％未満であったので、水素脆化割れで早期に破断した。
　実験Ｎｏ．２２は、鋼板のＰ含有量が０．１００％超であったので、水素脆化割れで早期に破断した。
　実験Ｎｏ．２６は、鋼板のＳ含有量が０．１０００％超であったので、水素脆化割れで早期に破断した。
　実験Ｎｏ．２７は、鋼板のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満であったので、水素脆化割れで早期に破断した。
　実験Ｎｏ．３１は、鋼板のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５０００％超であったので、水素脆化破壊で早期に破断した。
　実験Ｎｏ．３４は、鋼板のＮ含有量が０．０１００％超であったので、水素脆化割れで早期に破断した。
　実験Ｎｏ．５４は、引張強度及び侵入水素量は合格基準を満足したが、冷却開始温度がＡｃ３点未満であったので、平均転位密度が低く、侵入水素量が他の発明例よりも高かった。
　実験Ｎｏ．５６は、引張強度及び侵入水素量は合格基準を満足したが、冷却速度が３０℃／秒未満であったので、平均転位密度が低く、侵入水素量が他の発明例よりも高かった。
　実験Ｎｏ．５９は、引張強度及び侵入水素量は合格基準を満足したが、巻取り開始温度が６００℃超であったので、平均転位密度が低く、侵入水素量が他の発明例よりも高かった。
　実験Ｎｏ．６３は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さが７μｍ未満であったので、スケールの状態が劣悪であった。
　実験Ｎｏ．６６は、酸化Ａｌ被膜が２０ｎｍ超であったので、多量の水素が鋼板に侵入した。
　実験Ｎｏ．６８は、Ｎｉめっき層のＮｉ含有量が８５％であったので、多量の水素が鋼板に侵入した。
　実験Ｎｏ．６９は、Ｎｉめっき層がなかったので、多量の水素が鋼板に侵入した。
　実験Ｎｏ．７０は、Ｎｉめっき層の厚さが２００ｎｍ以下であったので、多量の水素が鋼板に侵入した。
　実験Ｎｏ．７４は、酸化Ａｌ被膜が２１ｎｍであったので、上層めっき被膜（Ｎｉめっき層）が剥離し、多量の水素が鋼板に侵入した。
　本発明によれば、Ａｌめっきを施されたホットスタンプ用鋼板であっても、高露点環境下でのホットスタンプにおいても、侵入水素量を低減することで優れた耐水素脆化特性を有するので、産業上の利用可能性が高い。
　１　　母材
　２　　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層
　３　　酸化Ａｌ被膜
　４　　Ｎｉめっき層
　１０　ホットスタンプ用鋼板

Claims (5)

  1. 　母材と、
    　Ａｌ含有量が７５質量％以上であり、Ｓｉ含有量が３質量％以上であり、かつ、前記Ａｌ含有量と前記Ｓｉ含有量との合計が９５質量％以上であるＡｌ－Ｓｉ合金めっき層と、
    　厚さ が０～２０ｎｍである酸化Ａｌ被膜と、
    　Ｎｉ含有量が９０質量％超であるＮｉめっき層と、
    をこの順で備え、
    　前記母材の化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０１％以上、０．７０％未満、
    Ｓｉ：０．００１～１．０００％ 、
    Ｍｎ：０．４０～３．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％～０．５０００％、 
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１０００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、 
    Ｎｂ：０～０．１５０％、
    Ｖ：０～１．０００％、
    Ｔｉ：０～０．１５０％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～１．０００％下、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    ＲＥＭ：０％～０．３００％、および
    残部：Ｆｅ及び不純物
    であり、
    　前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の厚さが７～１４８μｍであり、
    　前記Ｎｉめっき層の厚さが２００ｎｍ超、２５００ｎｍ以下である
    ことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
  2. 　前記Ｎｉめっき層が前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の上層として、前記Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層に直接接して設けられる、請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
  3. 　前記酸化Ａｌ被膜の厚さが２～２０ｎｍである、請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
  4. 　前記母材の前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５～１．０００％、
    Ｎｉ：０．００５～１．０００％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％、
    Ｖ：０．００５～１．０００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１５０％、
    Ｍｏ：０．００５～１．０００％、
    Ｃｒ：０．０５０～１．０００％、
    Ｂ　：０．０００５～０．０１００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０１０％
    ＲＥＭ：０．００１～０．３００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  5. 　前記母材の表面から深さ１００μｍにおける転位密度が５×１０１３ｍ／ｍ３以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
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