WO2021230311A1 - ホットスタンプ用鋼板 - Google Patents

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WO2021230311A1
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steel sheet
hot stamping
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PCT/JP2021/018160
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貴幸 原野
裕嗣 崎山
亜暢 小林
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日本製鉄株式会社
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    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for hot stamping.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-0845885 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.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a hot stamping steel sheet capable of producing a hot stamping molded product having excellent corrosion resistance.
  • the hot stamping steel sheet provided with the Al—Si alloy plating layer is provided with a Ni plating layer having a desired average layer thickness (thickness) on the Al—Si alloy plating layer, and It has been found that the corrosion of the hot stamped compact can be sufficiently suppressed by containing a desired amount of solid-dissolved Nb in the steel sheet which is the base material of the hot stamping steel sheet.
  • 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. , A Ni plating layer having a Ni content of more than 90% by mass, In this order, The chemical composition of the base material is mass%. C: 0.01% or more, less than 0.70%, Si: 0.005 to 1.000%, Mn: 0.40 to 3.00%, Nb: 0.010 to 0.200%, Solid solution Nb: 0.010 to 0.150%, sol.
  • Al 0.00020 to 0.50000%, 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%, V: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 0.150%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.010%, REM: 0-0.300%, and balance: Fe and impurities, And
  • 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 hot stamping steel sheet according to (1) above has the chemical composition of the base material in mass%.
  • REM may contain one or more selected from the group consisting of 0.001 to 0.300%.
  • 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, and a Ni plating layer 3.
  • 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 plate (base material) to be the steel plate (base material) 1 of the hot stamping steel plate 10 according to the present embodiment has a chemical composition of C: 0.01% or more and less than 0.70% in mass%, Si: 0.005 to 1.000%, Mn: 0.40% to 3.00%, sol.
  • Nb 0.010 to 0.200%
  • solid solution Nb 0.010 to 0.150%
  • P 0.100% or less
  • S 0.1000% or less
  • N 0.0100% or less
  • Cu 0 to 1.00%
  • V 0 to 1.00%
  • Ti 0 to 0.150%
  • Mo 0 to 1,000%
  • Cr 0 to 1.000%
  • B 0 to 0.0100%
  • Ca 0 to 0.010%
  • REM 0 to 0.300%
  • Fe and impurities Cu: 0 to 1.00%
  • Ni 0 to 1.00%
  • V 0 to 1.00%
  • Ti 0 to 0.150%
  • Mo 0 to 1,000%
  • Cr 0 to 1.000%
  • B 0 to 0.0100%
  • Ca 0 to 0.010%
  • REM 0 to 0.300%
  • Fe and impurities 0 to 0.300%
  • C 0.01% or more, less than 0.70%
  • C is an important element for ensuring hardenability. If the C content is less than 0.01%, it becomes difficult to obtain sufficient hardenability, and the tensile strength decreases. Therefore, the C content may be 0.01% or more, 0.08% or more, 0.18% or more, or 0.25% or more. On the other hand, when the C content is 0.70% or more, coarse carbides are generated and brittle fracture is likely to occur. Therefore, the C content is preferably less than 0.70%. The C content is preferably 0.38% or less.
  • Si: 0.005 to 1.000% Si is an element contained to ensure hardenability. If the Si content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 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 0.800% or less. When u is contained, 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 250% or less.
  • Mn 0.40 to 3.00% Mn is an element necessary for securing a solid solution Nb. If the Mn content is less than 0.40%, precipitation of Nb carbonitride cannot be suppressed, and it is difficult to obtain a desired solid solution Nb amount. Therefore, the Mn content is set to 0.40% or more. The Mn content is preferably 0.80% or more. On the other hand, if the Mn content is more than 3.00%, coarse inclusions are easily formed in the steel and fracture is likely to occur. Therefore, the Mn content is set to 3.00% 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 0.00020%, deoxidation is not sufficiently performed and the above effect cannot be obtained. The Al content is 0.00020% or more. sol. The Al content is preferably 0.00100% or more, or 0.00200% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 0.50000%, coarse oxides are formed in the steel, and the hot stamped compact is easily broken by brittleness. Therefore, sol. The Al content is 0.50000% or less. sol.
  • the Al content is preferably 0.40000% or less, or 0.30000% 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.
  • Solid solution Nb 0.010 to 0.150%
  • the solid solution Nb reduces the diffusion rate of Fe. If the content of the solid solution Nb is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the content of the solid solution Nb is 0.010% or more. A more preferable solid solution Nb content is 0.030% or more. A more preferable solid solution Nb content is 0.050% or more. On the other hand, even if the solid solution Nb is contained in excess of 0.150%, the above effect is saturated, so the content of the solid solution Nb is set to 0.150% or less. The solid solution Nb content is more preferably 0.100% or less.
  • the solid solution Nb refers to Nb existing in the steel in a solid solution state.
  • Nb 0.010 to 0.200%
  • the content of Nb is 0.010% or more.
  • a more preferable Nb content is 0.030% or more.
  • a more preferable Nb content is 0.050% or more.
  • the Nb content is set to 0.200% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.100% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries.
  • the P content is preferably 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, in actual operation, the lower limit of the P content is 0.0005%. May be.
  • S 0.1000% or less
  • S is an element that forms inclusions in the steel.
  • the S content exceeds 0.1000%, a large amount of inclusions are formed in the steel, and the hot stamped compact is easily brittle and fractured. Therefore, the S content is preferably 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, in actual operation, the lower limit of the S content is 0.00015%. May be.
  • 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 tensile strength of the hot stamped compact.
  • 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 constituting the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment is selected from the group consisting of Cu, Ni, V, Ti, Mo, Cr, B, Ca and REM as optional elements instead of a part of Fe. It may contain one kind or two or more kinds. 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 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.
  • V 0 to 1.00%
  • 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 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more. However, if the V content exceeds 1.00%, the above effects are saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the V content when contained is set to 1.00% or less.
  • Ti 0 to 0.150% Since Ti is an element that contributes to the improvement of the strength of the hot stamp molded product 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 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 strength of the hot stamped molded product 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 steel raw materials or scrap and / or in the steelmaking process, and are hot after hot stamping the hot stamping steel sheet 10 according to the present embodiment. Examples of elements are permitted as long as the characteristics of the stamped product are not impaired.
  • 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 content of solid solution Nb is measured by the following method. After separating the electrolytic extraction (electrolytic solution: 10 vol% acetylacetone-1mass% tetraammonium chloride-methanol) residue, only the residue was dissolved by sulfur phosphate white smoke treatment, and the solution was analyzed by ICP-AES and precipitated. The amount of Nb (insol.Nb) is quantified. Total. Of base material 1. From the amount of Nb, insol. The solid solution Nb (sol.Nb) is quantified by subtracting Nb. At this time, insol. The fourth decimal place (% by mass) of Nb is rounded down. Total. Of base material 1. The amount of Nb is quantified according to JIS G 1258-4 (2007).
  • the area ratio of ferrite is preferably 10% or more in terms of the area ratio of the cross section.
  • a more preferable area ratio of ferrite is 20% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 40% or less.
  • a more preferable area ratio of ferrite is 30% or less.
  • the area ratio of pearlite is preferably 10% or more.
  • a more preferable area ratio of pearlite is 20% or more.
  • the area ratio of pearlite is preferably 40% or less.
  • a more preferable area ratio of pearlite is 30% or less.
  • the area ratio of bainite is preferably 20% or more.
  • a more preferable area ratio of bainite is 30% or more.
  • 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 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.
  • a region having a Grain Average Missionation value of more than 1.0 ° and 5.0 ° or less is determined to be bainite. By obtaining the area ratio of the area determined to be bainite, the area ratio of bainite is obtained.
  • the area ratio of the remaining portion in the present embodiment shall be a value obtained by subtracting the total area of ferrite, pearlite and bainite from 100%.
  • the plate 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 weight reduction of the vehicle body.
  • the plate thickness of the base material 1 is more preferably 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.
  • the plate thickness of the base material 1 is more preferably 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, the Al content is at least 75% by mass or more, the Si content is 3% by mass or more, and the sum of the Al content and the Si content is used. 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 2 is preferably 95% by mass or less. When the Al content in the Al—Si alloy plating layer 2 is within this range, it is possible to prevent scale from being formed on the surface of the steel sheet during hot stamping.
  • the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is 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 20% by mass or less. More preferably, the Si content is 12% by mass or less. When the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is 3% by mass or more, alloying of Fe—Al can be suppressed. Further, when the Si content in the Al—Si alloy plating layer 2 is 20% by mass or less, good scale adhesion can be obtained. 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, the formation of scale during hot stamping cannot be sufficiently suppressed.
  • 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. If the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is more than 148 ⁇ m, the above effects are saturated and the cost is high. Therefore, the thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is 148 ⁇ m or less. 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 beam microanalyzer (FE-EPMA) using the ZAF method. The Al concentration and Si concentration 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 in which 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 to be the Al—Si alloy plating layer 2.
  • the layer thickness of the Al—Si alloy plating layer 2 is the length in the plate thickness direction of the above region.
  • the layer 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 total 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.
  • Ni plating layer 3 of the hot stamping steel sheet 10 is provided in the Al—Si alloy plating layer 2 as an upper layer of the Al—Si alloy plating layer 2.
  • An Al oxide film formed by oxidizing the surface of the Al—Si alloy plating layer may be present between the Al—Si alloy plating layer 2 and the Ni plating layer 3.
  • the average layer thickness (thickness) of the Ni plating layer 3 according to this embodiment is more than 200 nm.
  • a more preferable thickness of the Ni plating layer 3 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 3 is 200 nm or less, the diffusion of Fe onto the surface of the hot stamped compact cannot be sufficiently suppressed. Further, from the viewpoint of suppressing Fe diffusion, the thicker the Ni plating layer 3 is, the more desirable it is. On the other hand, from the viewpoint of cost, the thickness of the Ni plating layer 3 is 2500 nm or less.
  • the thickness of the Ni plating layer 3 is preferably 1500 nm or less, 1200 nm or less or 1000 nm or less, and more preferably 900 nm or less or 730 nm or less. When the thickness of the Ni plating layer 3 is more than 2500 nm, the effect of suppressing the diffusion of Fe is saturated.
  • the Ni content in the Ni plating layer 3 is more than 90% by mass.
  • the preferable Ni content is 92% by mass or more.
  • a more preferable Ni content is 93% by mass or more or 94% by mass.
  • Even more preferable Ni content is 95% by mass or more, 98% by mass or more, or 99% by mass or more.
  • the remaining portion of the Ni plating layer 3 is not particularly limited as long as the Ni content exceeds 90% by mass.
  • Cr may be contained in the Ni plating layer 3, 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 3 is preferably 6.0% by mass or less, 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 thickness of the Ni plating layer 3 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 3 is based on the sputtering etching time and the sputtering etching rate from the position where the Ni content is 10 atomic% or more for the first time after the start of sputtering to the position where the Ni content is less than 10 atomic%. calculate.
  • the sputter etching rate is converted to SiO 2.
  • the thickness of the Ni plating layer 3 is an arithmetic mean value measured at two points.
  • the Ni content at the center position in the plate thickness direction of the Ni plating layer 3 obtained in the above measurement of the thickness of the Ni plating layer is defined as the Ni content of the Ni plating layer.
  • the thickness of the hot stamping steel sheet 10 is not particularly limited, but may be, for example, 0.4 mm or more. A more preferable thickness of the 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.
  • the Nb content in the slab is 0.010%, even if all the Nb in the slab becomes solid solution Nb, sufficient solid solution Nb cannot be obtained. Therefore, the Nb content in the slab is 0.010% or more.
  • the Nb content in the slab is more than 0.200%, the carbide becomes coarse. Therefore, the Nb content in the slab is 0.200% or less.
  • the slab is heated at 1200 ° C or higher before hot rolling.
  • the heating temperature of the slab is set to 1200 ° C. or higher.
  • Hot rolling after heating the slab may be performed by a general method, and is not particularly limited.
  • room temperature refers to a temperature range of 23 ° C to 28 ° C.
  • the cooling rate up to 500 ° C. after rolling is preferably 30 ° C./sec or higher.
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of 500 ° C or less, and then wound up. After winding, 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.
  • the total time for the temperature of the steel sheet to reach 500 ° C or higher in the above post-winding process (from pre-plating annealing to post-plating winding) (stay time of 500 ° C or higher).
  • stay time of 500 ° C or higher When it exceeds 180 seconds, the content of the solid melt Nb in the hot stamping steel sheet 10 becomes low. Therefore, the total time for the temperature of the steel sheet to reach 500 ° C. or higher (staying time of 500 ° C. or higher) is set to 180 seconds or less.
  • the residence time at 500 ° C. or higher is 180 seconds or lower will be described, but the present invention is not limited to the following method.
  • the temperature is raised to a temperature range of 780 ° C. to 810 ° C. at a temperature rising rate of 10 ° C./sec to 100 ° C./sec, and the temperature is kept in the temperature range for 90s to 110s. Is preferable. If the rate of temperature rise is less than 10 ° C./sec, the residence time of 500 ° C. or higher may exceed 180 seconds. The rate of temperature rise during normal pre-plating annealing is 3 ° C./sec to 6 ° C./sec, and the residence time of 500 ° C. or higher may exceed 180 seconds. Therefore, in order to set the temperature rise measure to 10 ° C./sec or more, it is preferable to heat rapidly by energization heating or the like.
  • the air is rapidly air-cooled to a temperature range of 660 ° C to 680 ° C at a cooling rate of 12 ° C / sec to 20 ° C / sec (cooling before plating). If the cooling rate is less than 12 ° C./sec, the residence time of 500 ° C. or higher may exceed 180 seconds.
  • Al-Si alloy plating Al—Si alloy plating is applied to the above steel sheet.
  • the method of 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. In the case of the hot-dip plating method, hot-dip plating is performed after the above-mentioned pre-plating cooling.
  • 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. In this case, the Al—Si alloy plating layer 2 becomes a molten Al—Si alloy plating layer.
  • the temperature of the plating bath is preferably in the temperature range of 660 ° C to 680 ° C. After hot-dip plating, it is preferable to cool to 500 ° C. or lower at 15 ° C./sec to 40 ° C./sec (cooling after plating).
  • the residence time of 500 ° C or higher may exceed 180 seconds.
  • the cooling rate after hot-dip plating is 8 to 12 ° C./sec. Therefore, in order to keep the cooling rate at 15 ° C./sec or higher, it is preferable to cool by mist cooling or the like.
  • 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.
  • Ni plating A steel sheet for hot stamping is obtained by subjecting an Al—Si alloy plated steel sheet to Ni plating to form a Ni plating layer 3.
  • the Ni plating layer 3 may be formed by an electroplating method, a vacuum vapor deposition method, or the like.
  • the oxide film of the Al—Si alloy plating layer 2 may be removed before performing Ni plating.
  • immerse the Al—Si alloy plated steel plate in a plating bath consisting of nickel sulfate, nickel chloride, and boric acid use soluble Ni for the anode, and use the current density and energization time. Can be appropriately controlled to form the Ni plating layer 3 so that the thickness exceeds 200 nm.
  • temper rolling with a cumulative reduction rate of about 0.5 to 2% may be performed).
  • Hot stamping process> A hot stamping compact is obtained by hot stamping the hot stamping steel sheet manufactured above.
  • the hot stamping condition is not limited to this condition.
  • the holding time after reaching the reached temperature is preferably 5 seconds or more and 300 seconds or less.
  • the holding time is 5 seconds or more and 300 seconds or less, diffusion of Fe to the surface of the hot stamped molded product can be suppressed, which is preferable.
  • the steel sheet after holding is hot stamped and cooled to room temperature to obtain a hot stamped compact.
  • the cooling rate from hot stamping to room temperature is preferably 5 ° C./sec or higher. When the cooling rate is 5 ° C./sec or more, diffusion of Fe to the surface of the hot stamped molded product can be suppressed.
  • the residence time in the temperature range of 450 ° C. or higher (the time of residence at 450 ° C. or higher during heating-holding-cooling) is preferably 7.0 minutes or less. More preferably, it is within 3.5 minutes, and even more preferably, it is within 2.1 minutes. If the residence time in the temperature range of 450 ° C. or higher is more than 7.0 minutes, Fe may diffuse to the surface of the hot stamp molded product, which is not preferable.
  • the tensile strength It is not necessary to specify the tensile strength of the hot stamped product, but the tensile strength may be 1200 MPa or more. If necessary, the lower limit of the tensile strength may be 1300 MPa, 1400 MPa, 1500 MPa, 1550 MPa, 1600 MPa, 1650 MPa, 1700 MPa, 1750 MPa or 1800 MPa, and the upper limit thereof may be 2500 MPa, 2400 MPa, 2300 MPa or 2220 MPa.
  • 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.
  • the components of the hot-dip plating bath of the Al—Si alloy were adjusted so as to have the Al content and the Si content shown in Tables 2A and 2B.
  • 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 2A and 2B.
  • Tables 2A and 2B show the total time (stay time of 500 ° C. or higher) of 500 ° C. or higher in pre-plating annealing after winding, pre-plating cooling, hot-dip plating, and post-plating cooling.
  • Ni plating was applied to the Al—Si alloy plated steel sheet.
  • 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 ratio of nickel sulfate, nickel chloride, and boric acid so that the Ni content is as shown in Tables 2A and 2B, and adjust the pH to 1.5 to 2.5 and the bath temperature to 45 ° C to 55 ° C. bottom.
  • 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 2A and 2B to obtain a hot stamping steel sheet.
  • Tables 2A and 2B 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: 10 to 40%, pearlite: 10 to 40%, bainite: 20 to 80, and the balance: less than 5%. Met.
  • 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 where 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 to be an Al—Si alloy plating layer, and the layer thickness of the Al—Si alloy plating layer is as described above.
  • the length of the area in the plate thickness direction was used.
  • the layer 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 Table 2A and Table 2B.
  • Al content and Si content in 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 2A and 2B.
  • the thickness of the Ni plating layer 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 is calculated from the sputtering etching time and the sputtering etching rate 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%. do.
  • the sputter etching rate is converted to SiO 2.
  • the thickness of the Ni plating layer shall be the arithmetic mean value measured at two points. The results obtained are shown in Tables 2A and 2B.
  • Solid solution Nb content The solid solution Nb content was measured by the following method. After separating the electrolytic extraction (electrolytic solution: 10 vol% acetylacetone-1mass% tetraammonium chloride-methanol) residue, only the residue is dissolved by sulfur phosphate white smoke treatment, and the solution is analyzed by ICP-AES and precipitated. The amount of Nb (insol.Nb) was measured. Next, the total. From the amount of Nb, insol. By subtracting Nb, a solid solution Nb (sol.Nb) was obtained. At this time, insol. The fourth decimal place (% by mass) of Nb is rounded down. Total of steel plate. The amount of Nb is a numerical value of Nb in Table 1A and Table 1B. The contents of the obtained solid solution Nb are shown in Tables 3A and 3B.
  • the corrosion resistance of the hot stamped article was evaluated by a neutral salt spray cycle test (CCT) based on JIS H8502: 1999 8.1. However, regarding 8.1.2 b) of the above standard, it was changed to dissolve sodium chloride so as to be 70 g per liter of the test solution. Specifically, the hot stamped compact was taken out in CCT2 cycle, CCT5 cycle, and CCT10 cycle, and the maintenance rate of the metallic luster of the base was evaluated.
  • CCT neutral salt spray cycle test
  • the thickness in the Al—Si alloy plating layer was less than 7 ⁇ m, so that the adhesion of the scale was poor. Therefore, the corrosion resistance was inferior.
  • the Ni content of the Ni plating layer was 85% by mass, so that the corrosion resistance was inferior.
  • the thickness of the Ni plating layer was 200 nm or less, so that the corrosion resistance was inferior.
  • the Ni content of the Ni plating layer was 90% by mass, so that the corrosion resistance was inferior.
  • Steel plate No. 78 had a poor corrosion resistance because the staying time at 500 ° C. or higher was more than 180 s.

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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、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、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、少なくとも固溶Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％を含む所定の組成のものであり、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。

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２０２０－０８４５８５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及び２の方法では、ホットスタンプ後のホットスタンプ成形体において、Ｆｅがホットスタンプ成形体の表面まで拡散していることから、ホットスタンプ成形体の腐食を十分に抑制できないという問題がある。
国際公開２０１６／０１６７０７号 国際公開２０１７／１８７２５５号
　本発明は、上記の課題に鑑みてなされた発明であり、耐食性に優れるホットスタンプ成形体を製造可能な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、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層上に、所望の平均層厚（厚さ）のＮｉめっき層を備え、かつ、ホットスタンプ用鋼板の基材である鋼板中に所望量の固溶Ｎｂを含有することで、ホットスタンプ成形体の腐食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、
　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：０．００５～１．０００％、
Ｍｎ：０．４０～３．００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、
固溶Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２０～０．５００００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．１０００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～１．０００％、
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、前記母材の前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．００５～１．００％、
Ｎｉ：０．００５～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
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％、
および
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。
　本発明に係る上記態様によれば、耐食性に優れるホットスタンプ成形体を製造可能なホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
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。
＜ホットスタンプ用鋼板＞
　本発明者らが鋭意検討した結果、Ａｌめっき鋼板をホットスタンプした場合、表面にＦｅが拡散し、耐食性が低下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めっき層の平均層厚（厚さ）が２００ｎｍ超であると、ホットスタンプ成形体の表面へのＦｅの拡散を抑制することができる。
（Ｂ）ホットスタンプ用鋼板の基材となる鋼板中に、十分な量の固溶Ｎｂが存在することにより、鋼板とＡｌめっき層との界面からホットスタンプ成形体の表面側へのＦｅの合金化速度（拡散速度）が低下し、Ｆｅ拡散をより抑制することができる。
　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、及びＮｉめっき層３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（母材））
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板１０の鋼板（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：０．００５～１．０００％、Ｍｎ：０．４０％～３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２０～０．５００００％、Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、固溶Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、及びＮ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔｉ：０～０．１５０％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、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。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、Ｃ含有量は０．０１％以上、０．０８％以上、０．１８％以上または０．２５％以上であってもよい。一方、Ｃ含有量が０．７０％以上では、粗大な炭化物が生成して脆性破壊が生じやすくなる。そのため、Ｃ含有量は０．７０％未満とすることが好ましい。Ｃ含有量は、好ましくは０．３８％以下である。
「Ｓｉ：０．００５～１．０００％」
　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０．００５％未満では上記効果が得られない。そのため、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。より好ましい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０．８００％以下である。ｕ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２５０％以下であってもよい。
「Ｍｎ：０．４０～３．００％」
　Ｍｎは、固溶Ｎｂを確保するために必要な元素である。Ｍｎ含有量が０．４０％未満では、Ｎｂ炭窒化物の析出が抑制できず、所望の固溶Ｎｂ量を得ることが困難である。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：０．０００２０～０．５００００％」
　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０．０００２０％未満では、脱酸が十分に行われず上記効果が得られないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２０％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１００％以上、または０．００２００％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５００００％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が脆性破壊しやすくなる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．４００００％以下、または０．３００００％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。
「固溶Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％」
　固溶Ｎｂは、Ｆｅの拡散速度を低下させる。固溶Ｎｂの含有量が０．０１０％未満の場合、上記の効果が得られない。そのため、固溶Ｎｂの含有量は、０．０１０％以上である。より好ましい固溶Ｎｂ含有量は、０．０３０％以上である。さらに好ましい固溶Ｎｂ含有量は、０．０５０％以上である。一方、０．１５０％を超えて固溶Ｎｂを含有させても上記効果は飽和するので、固溶Ｎｂの含有量は０．１５０％以下とする。固溶Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１００％以下である。固溶Ｎｂは、固溶状態で鋼中に存在するＮｂのことをいう。
「Ｎｂ：０．０１０～０．２００％」
　Ｎｂの含有量が０．０１０％未満の場合、固溶Ｎｂの含有量が０．０１０％以上とすることができない。そのため、Ｎｂの含有量は、０．０１０％以上である。より好ましいＮｂ含有量は、０．０３０％以上である。さらに好ましいＮｂ含有量は、０．０５０％以上である。一方、０．２００％を超えても、Ｎｂが固溶できず炭化物を粗大化させるので、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１００％以下である。
「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が脆性破壊しやすくなる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。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、Ｐ含有量の下限は０．０００５％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が脆性破壊しやすくなる。そのため、Ｓ含有量は０．１０００％以下とすることが好ましい。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、Ｓ含有量の下限は０．０００１５％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引張強度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が脆性破壊しやすくなる。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を構成する鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、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強度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。
「Ｖ：０～１．００％」
　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０．０１％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１．００％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１．００％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強度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強度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強度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。
　固溶Ｎｂの含有量は以下の方法で測定する。電解抽出（電解液：１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１ｍａｓｓ％テトラアンモニウムクロライド－メタノール）残渣を分離した後、その残渣のみを硫リン酸白煙処理によって溶解し、その溶液をＩＣＰ－ＡＥＳで分析し、析出したＮｂ量(ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ）を定量する。母材１のＴｏｔａｌ．Ｎｂ量からｉｎｓｏｌ．Ｎｂを引くことで固溶Ｎｂ（ｓｏｌ．Ｎｂ）を定量する。この時、ｉｎｓｏｌ．Ｎｂの小数第４位（質量％）は切り捨てとする。母材１のＴｏｔａｌ．Ｎｂ量は、ＪＩＳ　Ｇ　１２５８－４（２００７）に従って定量する。
「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１０％以上が好ましい。より好ましいフェライトの面積率は、２０％以上である。断面の面積率において、フェライトの面積率は、４０％以下が好ましい。より好ましいフェライトの面積率は３０％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１０％以上が好ましい。より好ましいパーライトの面積率は２０％以上である。パーライトの面積率は、４０％以下が好ましい。より好ましいパーライトの面積率は３０％以下である。断面の面積率において、ベイナイトの面積率は２０％以上が好ましい。より好ましいベイナイトの面積率は３０％以上である。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。残部は、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、パーライト及びベイナ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。
　上記機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°を超えて５．０°以下の領域をベイナイトと判定する。ベイナイトと判定された領域の面積率を求めることで、ベイナイトの面積率を得る。
（残部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、パーライト及びベイナイトの合計面積を差し引いた値とする。
　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以上であることが好ましい。母材１の板厚は、０．８ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は１．２ｍｍ以上であることがより好ましい。母材１の板厚は、６．０ｍｍ以下とすることが好ましい。母材１の板厚は、５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下、３．２ｍｍ以下又は２．８ｍｍ以下であることがより好ましい。
（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％以上が好ましい。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２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スケールが形成されることを防止することができる。
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２中のＳｉ含有量は、３質量％以上である。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。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、良好なスケールの密着性を得ることができる。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、ホットスタンプ時のスケールの形成を十分に抑制できないためである。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、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の厚さは１４８μｍ以下である。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濃度及びＳｉ濃度を測定する。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。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の層厚は、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の層厚を測定し、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２中のＡｌ含有量及びＳｉ含有量を得ることができる。
（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に設けられている。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２とＮｉめっき層３との間には、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の表面が酸化して形成されたＡｌ酸化被膜が存在していてもよい。
　本実施形態に係るＮｉめっき層３の平均層厚（厚さ）は、２００ｎｍ超である。より好ましいＮｉめっき層３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３の厚さが２００ｎｍ以下であると、ホットスタンプ成形体の表面へのＦｅの拡散を十分に抑制できない。また、Ｆｅ拡散抑制の観点からは、Ｎｉめっき層３の厚さは厚ければ厚いほど望ましい。一方、コストの観点からＮｉめっき層３の厚さは２５００ｎｍ以下である。好ましいＮｉめっき層３の厚さは、１５００ｎｍ以下、１２００ｎｍ以下又は１０００ｎｍ以下であり、さらに好ましくは９００ｎｍ以下又は７３０ｎｍ以下である。Ｎｉめっき層３の厚さが２５００ｎｍ超であると、Ｆｅの拡散を抑制する効果が飽和する。
　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３中のＮｉ含有量は、９０質量％超である。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。さらにより好ましいＮｉ含有量は、９５質量％以上、９８質量％以上又は９９質量％以上である。Ｎｉめっき層３の残部は、Ｎｉ含有量が９０質量％超であれば、特に限定されない。Ｎｉめっき層３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。Ｎｉめっき層３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。
　Ｎｉめっき層３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３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３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３の板厚方向の中心位置におけるＮｉ含有量をＮｉめっき層の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。より好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。
　スラブ中のＮｂ含有量が、０．０１０％未満の場合、スラブ中のＮｂの全てが固溶Ｎｂとなっても、十分な固溶Ｎｂを得ることができない。そのため、スラブ中のＮｂ含有量は、０．０１０％以上である。スラブ中のＮｂ含有量が０．２００％超の場合、炭化物が粗大化する。そのため、スラブ中のＮｂ含有量は、０．２００％以下である。
　スラブは熱間圧延前に、１２００℃以上で加熱する。スラブの加熱温度が１２００℃未満の場合、スラブ中のＮｂ炭化物が溶解せず、固溶Ｎｂの含有量が低下するので、好ましくない。そのため、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。
　スラブを加熱後の熱間圧延は一般的な方法で行えばよく、特に限定しない。
　熱間圧延後、室温～５００℃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５００℃超では、ホットスタンプ用鋼板１０中の固溶Ｎｂ量が低下するので、好ましくない。ここで、室温は２３℃～２８℃の温度域をいう。圧延後の５００℃までの冷却速度は、３０℃／秒以上であることが好ましい。
　鋼板は５００℃以下の温度域まで冷却された後に、巻取りを行う。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。
　ホットスタンプ用鋼板の製造工程のうち、上記の巻取り後の工程（めっき前焼鈍からめっき後巻取りまでの）において、鋼板の温度が５００℃以上となる時間の合計（５００℃以上滞在時間）が１８０秒超の場合、ホットスタンプ用鋼板１０中の固溶Ｎｂの含有量が低くなる。このため、鋼板の温度が５００℃以上となる時間の合計（５００℃以上滞在時間）を１８０秒以下とする。以下、５００℃以上滞在時間を１８０秒以下にする製造条件の一例を説明するが、本発明は、以下の方法に限定されない。
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっきを鋼板に施す前に、めっき前焼鈍を行う。具体的には、鋼板の巻取り後、昇温速度１０℃／秒～１００℃／秒で、７８０℃～８１０℃の温度域まで昇温し、当該温度域で９０ｓ～１１０ｓの間保温することが好ましい。昇温速度が１０℃／秒未満の場合、５００℃以上滞在時間が１８０秒を超える場合がある。通常のめっき前焼鈍時の昇温速度は３℃／秒～６℃／秒であり、５００℃以上滞在時間が１８０秒を超える場合がある。そのため、昇温測度を１０℃／秒以上とするために、通電加熱などで急速に加熱することが好ましい。
　保温が終わった後、６６０℃～６８０℃の温度域まで冷却速度１２℃／秒～２０℃／秒で急速空冷する（めっき前冷却）。冷却速度が１２℃／秒未満の場合、５００℃以上滞在時間が１８０秒超となる場合がある。
「Ａｌ－Ｓｉ合金めっき」
　上記の鋼板にＡｌ－Ｓｉ合金めっきを施す。Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の方法は、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。溶融めっき法の場合、前記のめっき前冷却後、溶融めっきを行う。
　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。この場合、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２は、溶融Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層となる。めっき浴の温度は６６０℃～６８０℃の温度域が好ましい。溶融めっき後、１５℃／秒～４０℃／秒で５００℃以下まで冷却することが好ましい（めっき後冷却）。冷却速度が、１５℃／秒未満の場合、５００℃以上滞在時間が１８０秒を超える場合がある。通常、溶融めっき後の冷却速度は、８～１２℃／秒であるので、冷却速度を１５℃／秒以上とするために、ミスト冷却などで冷却することが好ましい。
　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。
「Ｎｉめっき」
　Ａｌ－Ｓｉ合金めっき鋼板に対してＮｉめっきを施してＮｉめっき層３を形成することでホットスタンプ用鋼板を得る。Ｎｉめっき層３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。Ｎｉめっきを施す前に、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層２の酸化膜を除去してもよい。
　電気めっきでＮｉめっき層３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Ａｌ－Ｓｉ合金めっき鋼板を浸漬し、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超となるようにＮｉめっき層３を形成することができる。
　めっき原板が冷間圧延された鋼板である場合などでは、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）。
＜ホットスタンプ工程＞
　上記で製造したホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで、ホットスタンプ成形体を得る。以下、ホットスタンプの条件の一例を説明するが、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を加熱炉に入れて、加熱速度２．０℃／秒～１０．０℃／秒で、Ａｃ３点以上の温度（到達温度）まで加熱することが好ましい。加熱温度が２．０℃／秒～１０．０℃／秒であれば、Ｆｅの表面拡散を防止することができるので好ましい。到達温度がＡｃ３点以上であれば、スプリングバックを抑制することができるので、好ましい。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。
　到達温度になった後の保持時間は、５秒以上、３００秒以下とすることが好ましい。保持時間が５秒以上、３００秒以下であれば、Ｆｅのホットスタンプ成形体の表面への拡散を抑制することができるので、好ましい。
　保持後の鋼板をホットスタンプし、室温まで冷却してホットスタンプ成形体を得る。ホットスタンプ後から室温までの冷却速度は、５℃／秒以上が好ましい。冷却速度が５℃／秒以上であれば、Ｆｅのホットスタンプ成形体の表面への拡散を抑制することができる。
　４５０℃以上の温度域での滞留時間（加熱－保持－冷却の間に、４５０℃以上に滞留する時間）は、７．０分以内が好ましい。より好ましくは、３．５分以内、さらに好ましくは、２．１分以内である。４５０℃以上の温度域での滞留時間が７．０分超の場合、Ｆｅがホットスタンプ成形体の表面まで拡散する場合があるので、好ましくない。
（引張強さ）
　ホットスタンプ成形体の引張強さを特に規定する必要はないが、引張強さを１２００ＭＰａ以上としてもよい。必要に応じて、引張強さの下限を、１３００ＭＰａ、１４００ＭＰａ、１５００ＭＰａ、１５５０ＭＰａ、１６００ＭＰａ、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。
　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１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造したスラブに、表２Ａ及び表２Ｂに記載の温度条件で加熱を行った後、熱間圧延を行い、表２Ａ及び表２Ｂに記載の冷却条件で冷却し、表２Ａ及び表２Ｂ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．６６～８０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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
（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２Ａ及び表２Ｂ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２Ａ及び表２Ｂに記載のＡｌ－Ｓｉ合金めっき鋼板を得た。また、巻取り後のめっき前焼鈍、めっき前冷却、溶融めっき、めっき後冷却において、５００℃以上となる時間の合計（５００℃以上滞在時間）について、表２Ａおよび表２Ｂに示す。
（Ｎｉめっき）
　次に、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき鋼板に対し、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２Ａ及び表２Ｂ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２Ａ及び表２Ｂ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２Ａ及び表２Ｂ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：１０～４０％、パーライト：１０～４０％、ベイナイト：２０～８０、残部：５％未満であった。
（ホットスタンプ）
　次に、表３Ａ及び表３Ｂ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。
（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。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合金めっき層と判定し、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層の層厚は、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合金めっき層の層厚を測定し、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２Ａ及び表２Ｂ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２Ａ及び表２Ｂに示す。
（Ｎｉめっき層の厚さ）
　Ｎｉめっき層の厚さは、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めっき層の厚さは、２箇所で測定した算術平均値とする。得られた結果を表２Ａ及び表２Ｂに示す。
（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含有量をＮｉめっき層の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２Ａ及び表２Ｂに示す。
（固溶Ｎｂ含有量）
　固溶Ｎｂ含有量は次の方法で測定した。電解抽出（電解液：１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１ｍａｓｓ％テトラアンモニウムクロライド－メタノール）残渣を分離した後、その残渣のみを硫リン酸白煙処理によって溶解し、その溶液をＩＣＰ－ＡＥＳで分析して、析出したＮｂ量(ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ）を測定した。次に、鋼板のＴｏｔａｌ．Ｎｂ量からｉｎｓｏｌ．Ｎｂを引くことで固溶Ｎｂ（ｓｏｌ．Ｎｂ）を得た。この時、ｉｎｓｏｌ．Ｎｂの小数第４位（質量％）は切り捨てとする。鋼板のＴｏｔａｌ．Ｎｂ量は、表１Ａ及び表１ＢのＮｂの数値である。得られた固溶Ｎｂの含有量を表３Ａ及び表３Ｂに示す。
（耐食性）
　ホットスタンプ成形体の耐食性はＪＩＳ　Ｈ　８５０２：１９９９の８．１に基づいて中性塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ）で評価した。ただし、前記規格の８．１．２　ｂ）については、塩化ナトリウムが試験液１リッター当たり７０ｇになるように溶解させることに変更した。具体的には、ＣＣＴ２サイクル、ＣＣＴ５サイクル、ＣＣＴ１０サイクルでホットスタンプ成形体を取り出し、下地の金属光沢の維持率を評価した。ＣＣＴ１０サイクルまで下地の金属光沢を５０％以上維持する場合をＭａｇｎｉｆｉｃｅｎｔ、ＣＣＴ５サイクルまで下地の金属光沢を５０％以上維持する場合をＥｘｃｅｌｌｅｎｔ、ＣＣＴ２サイクルまで下地の金属光沢を６０％以上維持する場合をＧｒｅａｔ、下地の金属光沢を６０－３０％維持している場合はＧｏｏｄ、ＣＣＴ２サイクルまで下地の金属光沢が３０％を維持できない場合をＢａｄとした。Ｍａｇｎｉｆｉｃｅｎｔ～Ｇｏｏｄを合格、Ｂａｄを不合格とした。結果を表３Ａ及び表３Ｂに示す。
　表３Ａ及び表３Ｂに示す通り、本発明の範囲を満足する鋼板Ｎｏ．２～１２、１４～１９、２１～４８、５１、５３，５４、５６，５７、５９、６１、及び６５～７３、７５～７７，８０は耐食性に優れていた。
　鋼板Ｎｏ．１は、Ｎｉめっき層のＮｉ含有量が７５％であったので、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．１３は、鋼板中のＭｎの含有量が０．１６％であったので、鋼板中の固溶Ｎｂの含有量が０．０１０％未満であった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．２０は、鋼板中の全Ｎｂの含有量が０．００８％であったので、板中の固溶Ｎｂの含有量が０．０１０％未満となった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．５０は、加熱温度が１２００℃未満であったので、鋼板中の固溶Ｎｂの含有量が０．０１０％未満であった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．５２は、巻取温度が５００℃超であったので、鋼板中の固溶Ｎｂの含有量が０．０１０％未満であった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．５５は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層中のＳｉ含有量が３％未満であったので、スケールの密着性が悪かった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．５８は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層中のＳｉ含有量が２０％超であったので、スケールの密着性が悪かった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．６０は、Ａｌ－Ｓｉ合金めっき層中の厚みが７μｍ未満であったので、スケールの密着性が悪かった。そのため、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．６２は、Ｎｉめっき層のＮｉ含有量が８５質量％であったので、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．６３は、Ｎｉめっき層がなかったので、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．６４は、Ｎｉめっき層の厚みが２００ｎｍ以下であったので、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．７４は、Ｎｉめっき層のＮｉ含有量が９０質量％であったので、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．７８は、５００℃以上滞在時間が１８０ｓ超であったので、耐食性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．７９、５００℃以上滞在時間が１８０ｓ超であったので、耐食性が劣位であった。
　本発明によれば、ホットスタンプ後に優れた耐食性を有するので、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　　Ｎｉめっき層
　１０　ホットスタンプ用鋼板

Claims (2)

  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、
    　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：０．００５～１．０００％、
    Ｍｎ：０．４０～３．００％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、
    固溶Ｎｂ：０．０１０～０．１５０％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２０～０．５００００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１０００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｖ：０～１．００％、
    Ｔｉ：０～０．１５０％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～１．０００％、
    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. 　前記母材の前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５～１．００％、
    Ｎｉ：０．００５～１．００％、
    Ｖ：０．０１～１．００％、
    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％、
    および
    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に記載のホットスタンプ用鋼板。
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