WO2022014645A1 - ホットスタンプ部材およびその製造方法 - Google Patents

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WO2022014645A1
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宗士 藤田
雅裕 布田
優貴 鈴木
純 真木
伸麻 吉川
秀昭 入川
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日本製鉄株式会社
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    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamping member and a method for manufacturing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-12494 filed in Japan on July 14, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • a material having high mechanical strength tends to have low shape freezing property in molding processing such as bending, and when processing into a complicated shape, the processing itself becomes difficult.
  • hot press method hot press method, high temperature press method, diquenching method
  • the material to be molded is once heated to a high temperature (austenite temperature in the case of steel), and the material softened by heating is pressed and molded, or after molding.
  • the material can be rapidly cooled to undergo martensitic transformation, and high mechanical strength can be obtained.
  • the material is once heated to a high temperature to be softened, and the material is pressed in a softened state, so that the material can be easily pressed. Therefore, by this hot press working, a press-molded product having both good shape freezing property and high mechanical strength can be obtained.
  • the mechanical strength of the press-molded product can be increased by the quenching effect of cooling performed at the same time as or after molding.
  • Such a hot pressing method is promising as a method for forming a high-strength member, but usually has a step of heating a steel sheet in the atmosphere, and an oxide (scale) is generated on the surface of the steel sheet. do. Therefore, it was necessary to remove this in a post-process such as shot blasting or pickling. However, it was difficult to completely eliminate the scale by shot blasting, and there was a possibility that the steel plate would be deformed by the shot. In addition, in the case of pickling, it is necessary to treat wastewater, etc., and it may be necessary to take countermeasures from the viewpoint of environmental load. Therefore, when shot blasting or pickling is performed, there is a problem that the manufacturing cost is increased.
  • Patent Document 1 discloses a coated steel sheet having an aluminum coating on the surface of the steel sheet and having high corrosion resistance by preventing oxidation of the base metal during heat treatment. It has also been shown that this coating has a high hardness that can transform into an iron alloy during heat treatment and exceed 600 HV.
  • Patent Document 2 the foundation steel is coated with an aluminum precoat or an aluminum alloy precoat, and the coating is sequentially composed of an interdiffusion layer, an intermediate layer, an intermetallic compound layer, and a surface layer from the foundation steel to the outside. Covered steel products are disclosed.
  • the intermediate layer and the surface layer have a hardness of 900 to 1000 HV.
  • C 0.05 to 0.7%
  • Si 0.1 to 1%
  • Mn 0.7 to 2%
  • P 0.003 to 0 in terms of mass% as a steel component.
  • a high-strength automobile component is disclosed, wherein the surface layer is a layer containing FeAl 2 as a main component.
  • Patent Documents 1 and 2 have a problem that the plating has a hard layer during plating, and the plating may peel off when a strong impact is applied during hot pressing, and the corrosion resistance of the molded product is lowered. was there. Further, in the parts described in Patent Document 3, since FeAl 2 , FeAl 3 , and Fe 2 Al 5 are hard, the plating may peel off regardless of the structure of the alloy layer, and the molded product may be peeled off. There was a problem that the corrosion resistance was lowered.
  • Patent Document 4 is characterized in that a molten aluminum plating layer is formed on the surface of a base steel sheet, and this plating layer is composed of only a single soft diffusion layer made of ⁇ -Fe dissolved in Al. Hot press molded members are disclosed.
  • Patent Document 4 when a steel sheet is rolled during molding and undergoes extremely severe molding such that the plate thickness is reduced, a single soft diffusion layer alone causes an impact during molding. There was a problem that it could not withstand, flaws and plating peeling occurred, and the corrosion resistance of the molded product was lowered.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamp member having excellent corrosion resistance in a molded portion and a method for manufacturing the same, even after rigorous molding such that the thickness of the steel sheet is reduced during molding.
  • the present inventors have further improved the corrosion resistance of the molded portion of the hot stamped member obtained after hot stamping, on the premise that the plated steel sheet containing Al is hot stamped to obtain the hot stamped member in order to suppress oxidation during heating.
  • the deterioration of the corrosion resistance of the molded part of the hot stamp member was found in the Fe-Al plating layer formed on the surface of the base steel sheet: 1) Plating peeling during hot forming, 2) Si content during plating. It was found that the cause was two points, the ratio of the Al content to the Al content.
  • the present inventors have found that the corrosion resistance of the molded portion is improved by implementing the following measures for each of 1) and 2). Specifically, as a countermeasure against plating peeling in 1), the formation of FeAl 2 , FeAl 3 , and Fe 2 Al 5 (Al: 40 to 65% by mass), which are hard compounds in the Fe—Al phase, is suppressed. Therefore, regarding the plating composition (chemical composition of the plating layer) after hot stamp heating, the Al content (W Al , mass%) is 0.5% or more and 30.0% or less, and the Si content (W Si , mass%). ) was 0.1% or more and 6.0% or less, and Fe content (mass%) was 64.0% or more and 99.4% or less.
  • Fe 2 Al 5 has a Vickers hardness of HV900 to 1000.
  • the Fe—Al phase includes, in addition to the Fe—Al binary phase, a Si-containing Fe—Al—Si ternary phase, the binary phase, and the ternary phase Fe. It also includes a phase in which elements other than Al and Si are solid-dissolved.
  • the structure of the Fe—Al-based plating layer is two layers (FeAl), a FeAl layer and an Al solid-melt ferrite layer, which are softer than FeAl 2 , FeAl 3 , and Fe 2 Al 5 (Al: 40 to 65% by mass).
  • the Vickers hardness of the layer and the Al solid-soluble ferrite layer is, for example, HV300 to 700), and the FeAl layer, which is harder than the Al solid-soluble ferrite layer, is present on the surface side to form a two-layer structure. It was also found that press molding improves the flaw resistance from the mold and suppresses plating peeling. Further, Si is generally a noble element than Fe, and is an element that inhibits sacrificial corrosion protection of the base metal by plating and lowers corrosion resistance. On the other hand, Si suppresses the excessive growth of the hard alloy layer formed at the interface between the plating and the base metal during immersion in the hot-dip aluminum plating bath, and suppresses the plating peeling phenomenon during temper rolling and processing. It is also an element.
  • Si is generally contained in the aluminum plating bath during the manufacturing process of the hot-dip aluminum-plated steel sheet.
  • the present inventors can reduce the Si content in plating after hot stamping as a component by advancing the alloying of the plating layer during the hot stamp heating step even in the case of Al-based plating containing Si.
  • the Si content (W Si , mass%) in the plating is the Al content (W) with respect to the ratio of the Si content in the plating to the Al content. It has been found that the corrosion resistance of the molded portion can be improved if it can be suppressed to the range shown in the formula (1) with respect to Al (% by mass). 5 ⁇ W Si ⁇ W Al ⁇ ⁇ ⁇ Equation (1)
  • the hot stamp member according to one aspect of the present invention has a base steel plate and a Fe—Al based plating layer formed on the surface of one side or both sides of the base steel plate, and the Fe—Al type.
  • the plating layer contains Fe: 64.0% or more and 99.4% or less, Al: 0.5% or more and 30.0% or less, and Si: 0.1% or more and 6.0% or less in mass%.
  • the Si content in mass% of the Fe—Al based plating layer is W Si and the Al content is W Al
  • the W Si and the W Al satisfy the following formula (1).
  • the Fe—Al based plating layer is composed of two layers, a FeAl layer and an Al solid-melt ferrite layer, in order from the surface side, and the thickness of the Fe—Al based plating layer is 5 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less. 5 ⁇ W Si ⁇ W Al ⁇ ⁇ ⁇ Equation (1) [2] In the hot stamping member according to the above [1], the ratio D2 / D1 of the thickness D1 of the FeAl layer to the thickness D2 of the Al solid solution ferrite layer is 0.8 or more and 2.5 or less. You may.
  • the Fe—Al-based plating layer may contain voids, and the diameter of the voids may be 5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • the chemical composition of the base steel sheet is C: 0.10% or more and 0.50% or less, Si: 0 in mass%.
  • the method for manufacturing a hot stamping member according to another aspect of the present invention is the method for manufacturing the hot stamping member according to the above [1], which is formed on a base material steel plate and the base material steel plate.
  • the steel plate has a forming step of forming and cooling, and the adhesion amount of the Al-based plating layer per one side is 5 g / m 2 or more and 100 g / m 2 or less, and the Al-based plating layer is formed.
  • the maximum heating temperature at a unit ° C. is T Max
  • the time for holding the Al-plated steel sheet between T Max and (T Max -10 ° C.) in the heating step is t in units
  • the adhesion amount is W.
  • the TMax is 850 ° C. or higher
  • the cooling of the molding step starts from the end of the heating step.
  • the interval is 15 seconds or less. 700 ⁇ (T Max -850) 2 x (t / W) ⁇ 4000 ...
  • the W which is the amount of adhesion per side of the Al-based plating layer, may be 10 g / m 2 or more and 80 g / m 2 or less. .. [8] Method for manufacturing a hot stamp member according to the above [6] or [7]
  • the TMax , the t, and the W may satisfy the following formula (3). 1000 ⁇ (T Max -850) 2 x (t / W) ⁇ 3000 ...
  • the chemical composition of the base steel plate is mass%, and C: 0.10% or more and 0.50% or less. , Si: 0.01% or more and 2.00% or less, Mn: 0.30% or more and 5.00% or less, B: 0.0002% or more and 0.0100% or less, Al: 1.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, Cr: 0% or more and 2.00% or less, W: 0% or more and 3.0% or less, Mo: 0% or more 3 .0% or less, Co: 0% or more and 3.0% or less, V: 0% or more and 2.0% or less, Ti: 0% or more and 0.50% or less, Nb: 0% or more and 1.00% or less, Ni : 0% or more and 5.0% or less, Cu: 0% or more and 3.0% or less, Sn: 0% or more or more
  • the method for manufacturing a hot stamp member according to any one of [6] to [9] above is an interfacial alloy layer between the base steel sheet and the Al-plated layer in the Al-plated steel sheet. May exist.
  • a hot stamping member (molded member obtained by hot stamping) having excellent corrosion resistance of a molded portion and a method for manufacturing the same. If such a hot stamping member is applied to an automobile part, it will lead to improvement of collision safety of the automobile, improvement of fuel efficiency by reducing the weight of the automobile, and reduction of exhaust gas such as CO 2.
  • the first layer and the third layer are Fe 2 Al 5 .
  • the press forming at this time was performed by rolling, and was carried out so that the plate thickness ratio before and after rolling (1- (plate thickness after rolling / plate thickness before rolling) x 100) was 15%.
  • the press forming at this time was performed by rolling, and was carried out so that the plate thickness ratio before and after rolling (1- (plate thickness after rolling / plate thickness before rolling) x 100) was 15%.
  • the measurement example of W Al and W Si of the composition of the plating layer of the hot stamping member according to the present embodiment ( ⁇ in the figure: analysis points are 10 points marked with ⁇ in FIG. 2).
  • the hot stamping member (hot stamping member according to the present embodiment) 1 includes a base steel plate 2 and Fe—Al formed on the surface of the base material steel plate 2.
  • the Fe-Al-based plating layer has a system-based plating layer, and the Fe-Al-based plating layer contains Fe of 64.0% or more and 99.4% or less in mass%, and Si of 0.1% or more and 6.0% or less.
  • the Si content in mass% of the Fe—Al plating layer is W Si and the Al content is W Al , 5 ⁇ Satisfy W Si ⁇ W Al.
  • the Fe-Al-based plating layer of the hot stamping member according to the present embodiment is composed of two layers, FeAl layers 4A and 4B and Al solid solution ferrite layers 3A and 3B, in order from the surface side, and the Fe-Al-based plating.
  • the thickness of the layer is 5 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less.
  • the Fe—Al-based plating layer is formed on both sides of the base steel sheet, but may be formed on only one side.
  • % of the content means mass%.
  • the hot stamping member according to the present embodiment has an Fe—Al-based plating layer formed on one side or both sides of the base steel plate 2.
  • the Fe—Al based plating layer includes a Fe—Al binary phase, a Si-containing Fe—Al—Si ternary phase, the binary phase, and the ternary phase. It is a phase in which elements other than Fe, Al, and Si are solid-dissolved, and means a layer containing 30% or more of Fe and 50% or more of Fe and Al in total.
  • Elements that can be contained in addition to Fe, Al, and Si include elements mixed from the base steel sheet and hot-dip Al plating equipment, and impurities in the ingot of the Al plating bath.
  • Examples thereof include C, Mn, B, Al, P, S, N, Cr, W, Mo, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Sn, Sb, Mg, Ca, O and Zn, respectively, and Fe-Al. It may be contained in the system plating layer at 0% or more and 5.0% or less.
  • the causes of the deterioration of the corrosion resistance of the molded part of the hot stamp member are the plating peeling during hot forming, Si which is a noble element (from the base material) present in the plating, and Si (from the base material). It is considered that there is a plating structure containing Al, which is a base element.
  • Al content (W Al , mass%) of the Fe-Al-based plating layer after hot stamping to 30.0% or less, FeAl 2 , FeAl 3 , and / or Fe 2 Al 5 and the like can be obtained.
  • the formation of hard intermetallic compounds can be suppressed.
  • the Al content of the Fe-Al-based plating layer is more than 30.0%, a hard intermetallic compound is generated, and the plating layer is easily peeled off by molding. Therefore, the Al content is set to 30.0% or less.
  • the Al content is preferably 28.0% or less.
  • Al is a ferrite former element and has an action of promoting the formation of an Al solid solution ferrite layer. Further, since Al is a base element, it has a sacrificial anticorrosion action of the base material by plating and improves the corrosion resistance of the molded portion. If the Al content is less than 0.5%, the improving effect cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.5% or more.
  • the Al content is preferably 1.0% or more.
  • Si is a noble element, and when the Si content (W Si , mass%) of the Fe-Al-based plating layer after hot stamping exceeds 6.0%, in addition to inhibiting the sacrificial anticorrosion action of the plating. , Al 2 Fe 3 Si 3 ( ⁇ 1, which may not have a chemical quantitative composition), which is a relatively hard ternary alloy phase, is promoted. In this case, plating peeling may occur. Therefore, the Si content should be 6.0% or less.
  • the Si content is preferably 5.5% or less, more preferably 5.0% or less, still more preferably 4.5%, 4.0%, or 3.8% or less.
  • the Si content is less than 0.1%
  • the Al-based plated steel sheet before hot stamping has an excessively low amount of Si, which causes plating peeling during temper rolling and processing, resulting in corrosion resistance of the molded portion of the hot stamping member. It also leads to a decline.
  • Si is a ferrite former element like Al, which promotes the formation of an Al solid solution ferrite layer and softens the alloy layer. Therefore, if the Si content is excessively reduced, the plating becomes brittle and the corrosion resistance of the molded portion is lowered. do. Therefore, the Si content is 0.1% or more.
  • the Si content is preferably 0.2% or more.
  • the rest of the Fe—Al-based plating layer other than Al and Si is Fe and impurities.
  • the Fe content is 64.0% or more and 99.4% or less.
  • an impurity element for example, C, Mn, B, Al, P, S, N, Cr, W, Mo, which are contained in plating from a base steel plate, a hot-dip Al plating facility, an ingot of an Al plating bath, etc. Examples thereof include V, Ti, Nb, Ni, Cu, Sn, Sb, Mg, Ca, O and Zn. If these impurities are 5.0% or less in total, they do not have a substantial adverse effect.
  • the chemical composition of the Fe-Al-based plating layer is an average composition obtained by analyzing 10 points of the Fe-Al-based plating layer from the surface toward the base metal at equal intervals.
  • the maximum value (maximum Al content) of the Al content at each measurement point is preferably 30.0% or less in mass% so that a hard intermetallic compound is not generated.
  • the hot stamp member according to the present embodiment when the Si content of the Fe—Al-based plating layer is W Si and the Al content is W Al , 5 ⁇ W Si ⁇ W Al is satisfied.
  • the effect of corrosion resistance of the molded portion of the Fe—Al-based plating layer can be enhanced.
  • the relationship of 6 ⁇ W Si ⁇ W Al is satisfied. That is, in the Fe—Al-based plating layer of the hot stamping member according to the present embodiment, the Al content and the Si content are in the range shown in the shaded area of FIG.
  • the Fe-Al-based plating layer is formed, for example, by heating an Al-based plated steel sheet having an Al-based plating layer on the surface of a base steel sheet at the time of hot stamping and diffusing Fe into the plating layer.
  • the intermetallic compounds that can be formed as the Fe—Al based plating layer are, for example, Fe 3 Al, FeAl, ⁇ phase (a phase formed by a peritectic reaction between the FeAl phase and the liquid phase), FeAl 2 ( ⁇ phase), and Fe 2. Al 5 ( ⁇ phase), FeAl 3 ( ⁇ phase), or Al solid-melt ferrite.
  • the Fe-Al-Si-based intermetallic compounds include, for example, Al 2 Fe 3 Si 3 ( ⁇ 1), Al 3 FeSi ( ⁇ 2), Al 2 FeSi ( ⁇ 3), Al 3 FeSi 2 ( ⁇ 4), Al 8 Fe 2 Si. ( ⁇ 5), Al 9 Fe 2 Si 2 ( ⁇ 6), Al 3 Fe 2 Si 3 ( ⁇ 7), Al 2 Fe 3 Si 4 ( ⁇ 8), Al 4 Fe 1.7 Si ( ⁇ 10), ⁇ 11-Al 5 Fe. 2 Si ( ⁇ 11) or the like, or Al, Si solid-melt ferrite.
  • the structure of the plating layer becomes a five-layer structure (in order from the surface side) as shown in FIG. 1st layer: Fe 2 Al 5 layer, 2nd layer: ⁇ 1 or FeAl layer, 3rd layer: Fe 2 Al 5 layer, 4th layer: FeAl or ⁇ 1 layer, 5th layer: Al solid-melted ferrite) or surface From the side, it has a three-layer structure consisting of a Fe 2 Al 5 layer (with ⁇ 1 or FeAl dispersed), a FeAl layer or ⁇ 1 layer, and an Al solid-dissolved ferrite layer. In either case, a hard Fe 2 Al 5 layer is formed.
  • the Al content and the Si content are controlled as described above, and then the hot stamping manufacturing conditions are appropriately controlled as described later.
  • the hot stamping manufacturing conditions are appropriately controlled as described later.
  • FeAl 2 , FeAl 3 , and Fe 2 Al 5 Al: 40 to 60% and HV 900 to 1000, respectively, which are hard intermetallic compounds that cause peeling, are used. Can be taken) is not generated.
  • the Fe-Al-based plating layer of the hot stamping member according to the present embodiment is a plating layer composed of two layers, a soft Al solid solution ferrite layer of HV300 to 700 and a FeAl layer (both are Al: 30.0% by mass). Below). Further, the Fe—Al-based plating layer has two layers in which a FeAl layer, which is harder than the Al solid solution ferrite layer, is formed on the surface side (FeAl layer and Al solid solution ferrite layer are formed in order from the surface side). It is a structure. By forming the Fe-Al-based plating layer in such a two-layer structure, it is possible to obtain a hot stamping member which is excellent in corrosion resistance from the mold in press molding as well as corrosion resistance in the molded portion and can suppress plating peeling.
  • FIG. 2 shows an example of a hot stamping member having a layer structure in which the Fe—Al-based plating layer is composed of two layers, a FeAl layer and an Al solid solution ferrite layer, in order from the surface. Further, an example of a case where Fe-Al-based plating layer 4 is composed of five layers including Fe 2 Al 5 layers (first layer, third layer).
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of a plated layer obtained by holding an Al-based plated steel sheet (adhesion amount 80 g / m 2 per side) at 1050 ° C. for 2 minutes (after holding, cooling using a flat plate mold). Then observe).
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of a plating layer obtained by holding an Al-based plated steel sheet (adhesion amount 80 g / m 2 per side) at 950 ° C. for 0.5 minutes (after holding, using a flat plate mold). After cooling and observing).
  • FIGS. 5A and 5B show cross-sectional photographs of the plating layers after hot forming on each of the plating layers of FIGS. 2 and 4. In the plating layer (FIG.
  • the composition and layer structure of the Fe—Al-based plating layer can be determined by the following methods.
  • the composition of the Fe-Al-based plating layer was obtained by cutting out a hot stamp member, polishing the cross section, performing nightal etching, and observing the cross section as a composition image at a magnification of 1000 times using an electron probe microanalyzer (EPMA). It is obtained by elemental analysis of the Fe—Al plating layer. At the time of elemental analysis, for example, as shown by the cross mark in FIG. 2 (this figure is a diagram of an optical microscope), 10 points are analyzed at equal intervals from the plating surface toward the base metal, and 1 point is analyzed.
  • the layer structure of the Fe-Al-based plating layer is the analysis result of the Al content (W Al1 , W Al2 , ..., W Al10 values) measured at equal intervals from the surface toward the base metal.
  • the range of mass% of more than 20.0% and 30.0% or less is defined as the FeAl layer, and the range of 0.5% or more and 20.0% or less is defined as the Al solid-melt ferrite layer.
  • TEM transmission electron microscope
  • the analysis result of Al concentration by EPMA is used as a simple method.
  • the surface side (upper side in the figure) is the FeAl layer, and the base metal side (lower part in the figure). The side) is an Al solid solution ferrite layer.
  • the content of the Fe—Al-based plating layer other than Fe, Al, and Si can also be measured.
  • D2 / D1 is preferably 0.8 or more.
  • D2 / D1 is more preferably 1.0 or more.
  • D2 / D1 is more than 2.5, the proportion of the FeAl layer in the Fe—Al plating layer is small, so that the flaws received from the mold during press molding increase and the corrosion resistance of the molded portion decreases. In some cases. Therefore, D2 / D1 is preferably 2.5 or less. More preferably, it is 2.1 or less.
  • the thickness of the FeAl layer D1 and the thickness of the Al solid-melt ferrite D2 are controlled by the hot stamp heating conditions and the amount of plating adhesion of the Al-based plated steel sheet to be heated. , Or, as the amount of plating adhered to the surface increases, D1 and D2 increase, respectively.
  • the thickness of the Fe—Al-based plating layer of the hot stamping member according to the present embodiment is 5 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less. If the thickness of the Fe—Al-based plating layer is less than 5 ⁇ m, the corrosion resistance of the molded portion deteriorates.
  • the thickness of the Fe—Al-based plating layer is preferably 7 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more.
  • the thickness of the Fe—Al-based plating layer is preferably 70 ⁇ m or less, more preferably 60 ⁇ m or less.
  • the thickness D1 of the FeAl layer, the thickness D2 of the Al solid solution ferrite layer, and the thickness of the Fe—Al-based plating layer (D1 + D2) are, for example, the size of one field using EPMA from a sample whose cross section has been polished. Observe as 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m and measure the thickness.
  • the midpoint in the direction is regarded as the boundary between the FeAl layer and the Al solid solution ferrite layer.
  • the Fe-Al-based plating layer of the hot stamping member contains voids, and the size of the voids is preferably 5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less in diameter.
  • the void is a Kirkendall caused by the difference in diffusion rate between the inward diffusion in which Al in the Al-based plating layer diffuses toward the base steel sheet and the outward diffusion in which Fe in the base steel sheet diffuses toward the Al-based plating layer. It is considered to be a Kirkendall void.
  • the Kirkendal void is contained in the Fe—Al based plating layer, the stress concentration applied to the plating during the molding of the hot stamp is relaxed and the peeling of the plating is suppressed, and as a result, the corrosion resistance of the molded portion is improved.
  • This improving effect cannot be obtained when the size of the void is a diameter defined by the method described later and is less than 5 ⁇ m. Therefore, the size of the void is 5 ⁇ m or more in diameter. It is preferably 6 ⁇ m or more, more preferably 7 ⁇ m or more, or 8 ⁇ m or more.
  • the size of the void is preferably 15 ⁇ m or less in diameter.
  • the diameter of the void is preferably 14 ⁇ m or less, more preferably 13 ⁇ m or less, or 12 ⁇ m or less.
  • the void is a void contained inside the Fe—Al-based plating layer exemplified in FIG. As shown in FIG. 3, the void is often formed near the interface between the FeAl layer and the Al solid solution ferrite layer, but the effect can be obtained at any position.
  • a hot stamp member is cut out, the cross section is polished, and then night tar etching is performed, and the cross section is observed at a magnification of 1000 times using an optical microscope. Voids are dented and observed with an optical microscope because they are holes in the plating. The smallest circumscribed circle containing the observed void is drawn and the diameter of the circumscribed circle is measured as the diameter of the void. For example, in FIG.
  • the diameter of the void is 5.0 ⁇ m
  • the diameter of the void is 6.1 ⁇ m.
  • the diameters of 10 voids are measured in order from the largest void, and the average value is taken as the diameter of the void.
  • Voids are usually circular or elliptical and are affected by the heating temperature of the hot stamp, the retention time, or the diffusion of Al and Fe, and in some cases, multiple voids come into contact with each other in the process of expansion and are amorphous. May be.
  • the Fe—Al-based plating layer is important for the hot stamping member according to the present embodiment, and the base steel sheet is not necessarily limited.
  • the hot stamping method is a method in which press working with a die and quenching are performed substantially at the same time
  • the chemical composition of the base steel sheet is preferably in the following range as a component system having good hardenability. ..
  • "%" for a component means “% by mass”.
  • the chemical composition of the base steel plate of the hot stamp member according to the present embodiment is C: 0.10% or more and 0.50% or less, Si: 0.01% or more and 2.00% or less, Mn: 0 in mass%. .30% or more and 5.00% or less, B: 0.0002% or more and 0.0100% or less, Al: 1.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, N: 0 .0100% or less, optionally Cr: 2.00% or less, W: 3.0% or less, Mo: 3.0% or less, Co: 3.0% or less, V: 2.0% Below, Ti: 0.50% or less, Nb: 1.00% or less, Ni: 5.0% or less, Cu: 3.0% or less, Sn: 0.10% or less, Sb: 0.10% or less, One or more selected from the group consisting of Mg: 0.0100% or less, Ca: 0.0100% or less, Zr: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, and
  • Carbon (C: 0.10% or more and 0.50% or less) is an element that enhances hardenability. If the C content is less than 0.10%, the hardenability is lowered and the strength of the hot stamp member is insufficient. Therefore, the C content is preferably 0.10% or more. The C content is more preferably 0.15% or more, still more preferably 0.20% or more, 0.25% or more, or 0.28% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.50%, the toughness of the steel sheet is remarkably lowered and the workability is lowered. Therefore, the C content is preferably 0.50% or less. The C content is more preferably 0.45% or less, still more preferably 0.43% or less, or 0.40% or less.
  • the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more.
  • Si is an element that is more easily oxidized than Fe (an easily oxidizable element), and when the Si content exceeds 2.00% in the continuous annealing plating line, a stable Si-based oxide film is formed on the surface of the steel plate during the annealing treatment.
  • the Si content is preferably 2.00% or less.
  • the Si content is more preferably 1.50% or less, still more preferably 1.00% or less, 0.50% or less, or 0.10% or less.
  • Manganese (Mn) is an element that can enhance the hardenability of steel and further suppress the hot brittleness caused by S.
  • Mn content is 0.30% or more.
  • the Mn content is more preferably 0.40% or more, still more preferably 0.50% or more or 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 5.00% or less.
  • the Mn content is more preferably 4.50% or less, still more preferably 4.00% or less or 3.50% or less.
  • B Boron (B: 0.0002% or more and 0.0100% or less) Boron (B) is a useful element from the viewpoint of hardenability.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010%, 0.0015% or more, or 0.0020% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0080% or less, still more preferably 0.0070% or less or 0.0060% or less.
  • Phosphorus (P) is an element contained as an impurity.
  • P content is preferably 0.100% or less.
  • the P content is more preferably 0.080% or less, still more preferably 0.060% or less or 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. However, setting the P content to less than 0.001% is not economical from the viewpoint of refining limit. Further, P is also a solid solution strengthening element, and the strength of the steel sheet can be increased at a relatively low cost. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
  • S Sulfur
  • MnS element contained as an impurity
  • MnS becomes the starting point of fracture
  • the ductility and toughness are lowered, and the workability is lowered. Therefore, the S content is preferably 0.100% or less.
  • the S content is more preferably 0.080% or less, still more preferably 0.050% or less or 0.030% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. However, setting the S content to less than 0.001% is not economical from the viewpoint of refining limit. Therefore, the S content may be 0.001% or more.
  • Al 1.00% or less
  • Aluminum (Al) is contained in steel as a deoxidizing agent. Since Al is a more easily oxidizable element than Fe, when the Al content exceeds 1.00%, a stable Al-based oxide film is formed on the surface of the steel sheet during the annealing treatment, and hot-dip Al plating is performed. Adhesion is impaired and non-plating occurs. Therefore, the Al content is preferably 1.00% or less. The Al content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited and may be 0%, but when the Al content is less than 0.01%, it is not economical from the viewpoint of the refining limit. Therefore, the Al content may be 0.01% or more.
  • N Nitrogen (N: 0.0100% or less) Nitrogen (N) is an element contained as an impurity. Since the solid solution N adversely affects the characteristics, it is desirable that N is in the state of inclusions from the viewpoint of stabilizing the characteristics, and it is preferable to combine it with Ti, Nb, Al or the like. When the N content increases, the content of the element contained in order to fix N as an inclusion becomes large, which leads to an increase in cost. Therefore, the N content is preferably 0.0100% or less. The N content is more preferably 0.0080% or less, still more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%, but if the N content is to be less than 0.0010%, it is not economical from the viewpoint of the refining limit. Therefore, the N content may be 0.0010% or more.
  • the base steel plate of the hot stamping member according to the present embodiment can further contain the following elements (components) in addition to the above elements. Since a preferable base steel sheet can be obtained without containing the elements described below, the lower limit of the content of the following elements is 0%.
  • Chromium (Cr: 0% or more and 2.00% or less) is an element having an effect of enhancing the hardenability of steel like Mn, but it may not be contained (even 0%) because it is generally more expensive than Mn. However, when the quenchability is insufficient with Mn alone, it is preferable to contain Cr, and in that case, the Cr content is preferably 0.01% or more. The Cr content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, since Cr is an element that is more easily oxidized than Fe (an easily oxidizable element), when the Cr content exceeds 2.00%, a stable Cr-based oxide film is formed on the steel sheet during the quenching treatment of CGL.
  • the Cr content is preferably 2.00% or less.
  • the Cr content is more preferably 1.60% or less, still more preferably 1.40% or less.
  • Tungsten (W), molybdenum (Mo) and cobalt (Co) are elements that improve the hardenability of steel, respectively.
  • W, Mo and Co are each preferably contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the contents of W, Mo and Co are preferably 3.0% or less, respectively. More preferably, the contents of W, Mo and Co are 1.0% or less, respectively.
  • V Vanadium
  • V is an element that improves the hardenability of steel.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.1% or more.
  • the V content is preferably 2.0% or less.
  • the V content is more preferably 1.0% or less.
  • Titanium (Ti: 0% or more and 0.50% or less) is an effective element for fixing N. Therefore, it is preferable to include it. In particular, when the effect of fixing N is obtained, it is more preferable to contain about 3.4 times or more of the N content in mass%. Since the N content is often about 10 ppm (0.001%) even if it is reduced, the actual Ti content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, when the Ti content is excessive, the hardenability is lowered and the strength is lowered. Such a decrease in hardenability and strength becomes remarkable when the Ti content exceeds 0.50%. Therefore, the Ti content is preferably 0.50% or less. The Ti content is more preferably 0.10% or less.
  • Niobium (Nb) is an effective element for fixing N. Therefore, it is preferable to include it.
  • the Nb content becomes excessive, the hardenability is lowered and the strength is lowered. Since such a decrease in hardenability and strength becomes remarkable when the Nb content exceeds 1.00%, the Nb content is preferably 1.00% or less.
  • the effect aimed at by the hot stamping member according to the present embodiment is not impaired.
  • Nickel (Ni: 0% or more and 5.0% or less) is a useful element from the viewpoint of low temperature toughness, which leads to improvement of hardenability and impact resistance. Therefore, it is preferable to include it.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.1% or more.
  • the Ni content is preferably 5.0% or less.
  • Copper (Cu: 0% or more and 3.0% or less) is an element useful from the viewpoint of toughness in addition to hardenability, and therefore it is preferable to include it.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.1% or more.
  • the Cu content is preferably 3.0% or less.
  • Both tin (Sn) and antimony (Sb) are effective elements for improving the wettability and adhesion of plating. Therefore, it is preferable to include it.
  • the Sn content and the Sb content are each preferably 0.10% or less.
  • Ca, Mg, Zr, REM 0% or more and 0.0100% or less, respectively
  • Calcium (Ca), magnesium (Mg), zirconium (Zr), and rare earth element (REM; Rare Earth Metal) are each effective in refining inclusions if the content is 0.0001% or more. Therefore, the Ca, Mg, Zr, and REM contents are preferably 0.0001% or more, respectively.
  • the Ca, Mg, Zr, and REM contents are preferably 0.0100% or less, respectively.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids, and is at least one of them. The content of the above REM means the total content of at least one of these elements.
  • Oxygen (O) is not an essential element and is contained as an impurity in, for example, steel.
  • O is an element that forms an oxide and may cause deterioration of the characteristics of the hot stamping member.
  • oxides present in the vicinity of the surface of a steel sheet cause surface defects.
  • the presence of the oxide on the cut surface forms a notch-like flaw on the end face, resulting in deterioration of the characteristics of the hot stamp member. Therefore, the lower the O content, the better.
  • the O content is set to 0.0070% or less.
  • the O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the O content may be 0%, but the O content is preferably 0.0001% or more from the economical cost on the refining limit.
  • the chemical composition of the base steel sheet of the hot stamp member refers to the chemical composition of the portion excluding the Fe—Al-based plating layer on the surface, and can be measured by the following method. First, the analysis sample is cut out from the hot stamp member, and the Fe—Al plating layer on the surface is removed by surface grinding. Then, the chemical composition is analyzed by performing elemental analysis such as ICP (inductively coupled plasma) emission spectrometry.
  • ICP inductively coupled plasma
  • the chemical composition of the base material does not change before and after the hot stamping, when the above-mentioned chemical composition is obtained in the base material steel sheet of the hot stamping member according to the present embodiment, the chemical composition of the base material steel sheet of the plated steel sheet to be used for hot stamping is obtained. May be within the above range.
  • the metal structure Since the base steel sheet provided in the hot stamping member according to the present embodiment is used as a hot stamping member for enhancing the collision resistance of an automobile, it is preferable that the metal structure has martensite.
  • the area ratio of martensite is preferably 50% or more.
  • the hardness of the base steel sheet is not limited, but it is preferable that the Vickers hardness (load 1 kgf) is 300 HV or more as a member having excellent collision resistance.
  • the load is 1 kgf and the hardness is measured.
  • the hot stamping member according to this embodiment is obtained by a manufacturing method including the following steps.
  • Heating step (iii) Molding step of forming and cooling the Al-plated steel plate after the heating step Preferred conditions of each step will be described below.
  • an Al-based plated steel sheet having an base steel sheet and an Al-based plated layer formed on the base steel sheet is blanked.
  • the blanking method is not particularly limited, and examples thereof include punching with a die, shearing, and laser cutting.
  • the Al-based plated steel sheet to be used for blanking is obtained by performing hot-dip Al plating on a base steel sheet having the above-mentioned chemical composition.
  • the method for manufacturing the base steel sheet is not limited, and the base steel sheet may be manufactured under known conditions. For example, after adjusting the chemical composition in the steelmaking process, a slab (base material) is manufactured by continuous casting, and then hot rolling, pickling, and cold rolling are performed on the obtained slab (base material).
  • the cold-rolled steel sheet was obtained by recrystallizing and annealing the obtained cold-rolled steel sheet at a hot-dip plating line, and hot-dip aluminum plating (steel dipping in a hot-dip aluminum plating bath and gas wiping to adjust the amount of hot-rolled aluminum plating). ) Is continuously performed to obtain an Al-plated steel sheet.
  • the amount of adhesion of the above Al-based plating layer per side is 5 g / m 2 or more and 100 g / m 2 or less. If the adhesion amount is less than 5 g / m 2 , the corrosion resistance of the molded portion is lowered. Therefore, the adhesion amount is set to 5 g / m 2 or more.
  • the amount of adhesion of the Al-based plating layer is also important in terms of increasing the FeAl layer of the hot stamping member, and is preferably 10 g / m 2 or more.
  • the adhesion amount is more preferably 12 g / m 2 or more, still more preferably 15 g / m 2 or more.
  • the adhesion amount of the Al-based plating layer exceeds 100 g / m 2 , hard Fe 2 Al 5 is formed on the hot stamp member, and the corrosion resistance of the molded portion is lowered. Therefore, the amount of adhesion is set to 100 g / m 2 or less.
  • the thickness of the Al-based plating layer having a large adhesion amount (the thickness at ⁇ m is approximately arranged by the adhesion amount / 3) also increases, and shear stress and compressive stress during press forming are strongly applied. Therefore, the adhesion amount is preferably 80 g / m 2 or less, more preferably 75 g / m 2 or less, and further preferably 70 g / m 2 or less.
  • the above Al-based plating layer contains Al: 83.0% or more and 95.0% or less, Si: 5.0% or more and 12.0% or less, and Fe: 0% or more and 5.0% or less in mass%. do.
  • Al is an element necessary for improving the oxidation resistance of the hot stamp during heating and the corrosion resistance of the molded portion.
  • the Al content is less than 83.0%, plating is performed when the hot stamp member is used. Is inferior in corrosion resistance.
  • the Al content exceeds 95.0% the plating is likely to be peeled off during the molding of the hot stamp, and the corrosion resistance of the molded portion is inferior.
  • Si is an element necessary to improve the corrosion resistance of the molded part of the hot stamping member.
  • the alloying reaction between Al and Fe is suppressed, so that the formation of a hard Al—Fe alloy layer is suppressed, and the corrosion resistance of the molded portion is excellent.
  • the Si content is less than 5.0%, the corrosion resistance of the molded part is inferior, and if the Si content exceeds 12.0%, the amount of noble elements contained in the plating becomes excessive and molding is performed. Partial corrosion resistance is reduced. Therefore, the Si content is 5.0% or more, preferably 7.0% or more. Further, the Si content is 12.0% or less, preferably 11.0% or less.
  • the lower limit is not particularly specified and is 0%, but it is preferable to set 0.01% as the lower limit because it is industrially costly to set it to less than 0.01%.
  • the Fe content exceeds 5.0%, the dissolution limit of Fe in the Al plating bath is exceeded, so alloy precipitates (dross) are formed in the plating bath, and the dross adheres to the plating layer. .. In this case, a flaw occurs during press molding and the appearance quality is impaired. Therefore, the Fe content is set to 5.0% or less.
  • elements that can be contained in the Al-based plating layer include elements that are mixed from the base steel plate and hot-dip aluminum plating equipment, and elements such as impurities in the ingot of the aluminum plating bath.
  • elements include C, Mn, B, Al, P, S, N, Cr, W, Mo, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Sn, Sb, Mg, Ca, O and Zn.
  • the Al-based plating layer contains 0% or more and 5.0% or less in total.
  • an interfacial alloy layer (generally Al 8 Fe 2 Si ( ⁇ 5)) is placed between the base steel plate and the Al-based plating layer when immersed in a hot-dip aluminum plating bath. Or a layer of 1 ⁇ m to 5 ⁇ m composed of FeAl 3 ( ⁇ )) can be formed.
  • the adhesion amount and composition of the Al-based plating layer referred to in this embodiment refer to values that do not include this interfacial alloy layer.
  • Examples of the method for specifying the amount of adhesion of the Al-based plating layer include the sodium hydroxide-hexamethylenetetramine / hydrochloric acid peeling weight method. Specifically, as described in JIS G 3314: 2011, a test piece having a predetermined area S (m 2 ) (for example, 50 mm ⁇ 50 mm) is prepared, and the weight w 1 (g) is measured. Then, the mixture is sequentially immersed in an aqueous solution of sodium hydroxide and an aqueous solution of hydrochloric acid to which hexamethylenetetramine is added until the foaming subsides, immediately washed with water, and the weight w 2 (g) is measured again.
  • the amount of adhesion (g / m 2 ) of the Al-based plating layer on both sides of the test piece can be obtained from (w 1 ⁇ w 2) / S.
  • This method utilizes the property that Al, Si, and Fe that is solid-solved by the aqueous sodium hydroxide solution are dissolved, but the interfacial alloy layer and the base material containing Fe are not dissolved.
  • a high-frequency inductively coupled plasma (ICP) emission spectroscopic analysis method is used in which the plating layer is melted and the solution is subjected to high-frequency inductively coupled plasma (ICP).
  • ICP inductively coupled plasma
  • a method of quantitative analysis using plasma can be mentioned.
  • the method for dissolving the Al-based plating layer include a method of immersing the Al-based plating layer in an aqueous solution of sodium hydroxide.
  • an aqueous solution prepared by dissolving in 2 g of sodium hydroxide (JIS K8576) at a ratio of 8 mL of water is heated to 85 ° C. or higher, and the test material is immersed.
  • the Al-based plating layer can be melted by immersing until the foaming caused by the melting of the plating has subsided.
  • This method utilizes the property that Al, Si, and Fe that is solid-solved by the aqueous sodium hydroxide solution are dissolved, but the interfacial alloy layer and the base material containing Fe are not dissolved.
  • the heating step the Al-based plated steel sheet after the blanking step is heated.
  • the maximum heating temperature T MAX (° C.), and the T MAX (T MAX -10 °C) time (retention time) for holding the Al-based plated steel sheet between t (min), the Al-based plated steel sheet Al The system is heated so that the adhesion amount W (g / m 2 ) per one side of the plating layer satisfies the formula (2).
  • TMAX shall be 850 ° C or higher. 700 ⁇ (T MAX- 850) 2 x (t / W) ⁇ 4000 ...
  • Equation (2) (T MAX- 850)
  • the holding time may be short or the maximum heating temperature may be low, and Fe 2 Al 5 , FeAl 2 , and FeAl 3 are formed to form Fe-.
  • Fe 2 Al 5 , FeAl 2 , and FeAl 3 may remain in the Al-based plating layer, the Fe—Al-based plating layer may have a three-layer structure or a five-layer structure, or the Si content may increase. In this case, the corrosion resistance of the molded portion is lowered. Therefore, (T MAX -850) 2 ⁇ (t / W) is 700 or more, preferably 800 or more, more preferably 900 or more.
  • the maximum heating temperature TMAX is less than 850 ° C.
  • the temperature in the austenite region of the base steel sheet may not be reached, and the desired mechanical strength may not be obtained.
  • the alloying reaction between the base steel sheet and the Al-based plating layer may be insufficient, and pure Al may remain in the plating layer to reduce corrosion resistance.
  • the (T MAX -850) 2 ⁇ ( t / W) is 4000 greater by excessive heating, becomes less FeAl layer of FeAl based plating layer, there is a case where poor ⁇ with resistance.
  • the thickness of the Fe—Al-based plating layer may be excessively thick, or the Al solid solution ferrite alone may have a single-layer structure and the Al content may be reduced. In this case, the corrosion resistance of the molded portion is inferior. Therefore, (T MAX -850) 2 ⁇ (t / W) is 4000 or less, preferably 3800 or less, 3600 or less.
  • the maximum heating temperature TMAX is preferably 1050 ° C., more preferably 980 ° C., with respect to the upper limit.
  • the lower limit is preferably 880 ° C, more preferably 900 ° C.
  • the retention time t of between T MAX (T MAX -10 °C) is preferably the upper limit is 18.0 minutes, more preferably 12.0 minutes.
  • the lower limit is preferably 1.0 minutes, more preferably 2.0 minutes.
  • the Al-plated steel sheet after the heating step is cooled at the same time as or after being formed. Cooling starts within 15 seconds from the end of the heating process (complete extraction from the heating furnace), and is performed, for example, by removing heat by contact with a mold at the same time as molding. If the time from the heating step to the start of cooling (in the case of simultaneous cooling and molding, the start of cooling and molding) is more than 15 seconds, the martensite structure cannot be obtained and the collision resistance of the parts deteriorates.
  • the hardening of the Fe—Al-based plating layer due to the temperature drop during molding of the steel plate promotes the plating peeling by receiving a strong impact from the mold during molding, and the corrosion resistance of the molded portion of the hot stamp member is lowered.
  • the average cooling rate is 50 ° C./sec or more and the cooling is 200 ° C. or less. If the average cooling rate is less than 50 ° C./sec, the hardenability of the base steel sheet is lowered, and the collision resistance of the component is also lowered.
  • the temperature is 1000 ° C./sec or less as a limit for cooling by removing heat from the mold or cooling using water. Further, when the cooling stop temperature exceeds 200 ° C., the hardenability of the base steel sheet is lowered and the collision resistance is lowered as a component.
  • a method of measuring the temperature of the steel sheet it is possible to measure it indirectly by taking a picture with a thermo camera, or by spot welding a thermocouple to the end of the steel sheet (a position where the mold is not damaged during press forming). A method of measuring the temperature can be mentioned.
  • the hot stamping member according to the present embodiment can be obtained.
  • the hot stamping member and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described in more detail with reference to Examples.
  • the examples shown below are merely examples of the hot stamping member and the manufacturing method thereof according to the present invention, and the hot stamping member and the manufacturing method thereof according to the present invention are not limited to the following examples.
  • a base steel sheet (plate thickness 1.4 mm) having a chemical composition as shown in A1 to A20 of Table 1 is manufactured through a normal steelmaking process, a hot rolling process, a pickling process, and a cold rolling process, and is provided. It was used as a sample material. Subsequently, the base steel sheet was continuously annealed and hot-dip aluminum plated at a Zendimia-type hot-dip plating line to produce an Al-based plated steel sheet. The amount of adhesion of the Al-based plating layer is appropriately adjusted between 3 and 110 g / m 2 by gas wiping, and the composition of the molten aluminum plating bath is also Si: 1 to 20%, Fe: 1 to 8%, and the balance Al. It was appropriately adjusted in the composition. The composition of the Al-based plated layer of the obtained Al-based plated steel sheet was measured by quantifying it with the above-mentioned ICP. The results are shown in Table 2.
  • the obtained Al-based plated steel sheet (Table 2) was blanked by shear shearing (blanking step) to prepare a blank of an Al-based plated steel sheet having a size of 200 ⁇ 300 mm.
  • the prepared blank of the Al-plated steel sheet was heated in an electric furnace under various conditions with a maximum ultimate temperature of 750 ° C to 1150 ° C (heating step).
  • the holding time was treated so that the time between the maximum ultimate temperature and (maximum ultimate temperature ⁇ 10 ° C.) was 1.0 to 18 minutes.
  • the plate was rapidly cooled to 200 ° C. or lower with a flat plate mold (molding step). Then, what was obtained by cutting into a size of 70 mm ⁇ 150 mm was used as a test piece of a hot stamp member. For this test piece, the Fe—Al-based plating layer was investigated as follows. In addition, the corrosion resistance of the molded part was evaluated.
  • the thickness of the FeAl layer and the Al solid solution ferrite layer, the Al content in the Fe—Al plating layer, the Si content, the Fe content, and the layer structure of the Fe—Al plating layer were evaluated by the following methods. The structure of the base steel sheet was also observed.
  • the range in which the Al content is 0.5% or more and 20.0% or less is Al solid-melt ferrite.
  • the layer was defined as a FeAl layer in a range of more than 20.0% and 30.0% or less.
  • the range in which the Al content is 40.0% or more and 65.0% or less is defined as the Fe 2 Al 5 layer, and the Al content is more than 30.0% and less than 40.0% and the Si content is 2% or more.
  • the range of 15% or less was defined as the layer of ⁇ 1. No layers other than these were confirmed in this example.
  • "two layers" indicates that the structure was a two-layer structure consisting of a FeAl layer and an Al solid solution ferrite layer in order from the surface side.
  • the size of one visual field was observed in three visual fields in the range of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m using EPMA, and the thickness was measured in the three visual fields. It was calculated as the average value of).
  • the adjacent measurement points were determined to be different layers in the thickness measurement, it was considered that the layer boundary was located at the midpoint in the thickness direction of these measurement points.
  • a cross-cut scratch is made on the electrodeposited coating film with a cutter, and a composite corrosion test (JASO M610-92) specified by the Society of Automotive Engineers of Japan is performed for 180 cycles (60 days) to measure the amount of decrease in the thickness of the cross-cut portion. did.
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the corrosion resistance is NG (No Good), and if it is lower, the corrosion resistance is G (Good), and further 3/4. If it is suppressed below, the corrosion resistance is VG (Very Good), and if it is suppressed below 1/2, the corrosion resistance is VG2 (More Very Good).
  • levels B1 to B20 which are examples of the invention of the present application shown in Table 3, hot stamping members having excellent corrosion resistance of the molded portion were obtained.
  • the evaluation result of the corrosion resistance of the molded portion of B1 and B5 is G
  • the D2 / D1 of the Fe-Al-based plating layer of the hot stamping member of B2 to B4 satisfies 0.8 or more and 2.5 or less.
  • the evaluation result of the corrosion resistance of the molded part was VG, which was good.
  • the size of the void of the hot stamping member of B9 to B20 satisfies the diameter of 5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, the evaluation result of the corrosion resistance of the molded portion is VG2, which is even better.
  • the structure of the base steel sheet was martensite.
  • the evaluation result of the corrosion resistance of the molded portion was NG and inferior. This is because at least one of the thickness of the Fe—Al-based plating layer, the Al content W Al , the Si content W Si , the Fe content, the formula (1), and the layer structure did not satisfy the predetermined conditions. be.
  • B21 has less adhesion amount of Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet, the value of the time of hot stamping (T Max -850) 2 ⁇ ( t / W) is small. Therefore, in the hot stamping member, the thickness of the Fe—Al based plating layer was not sufficient, and in the Fe—Al based plating layer, the Al content and the Si content did not satisfy the formula (1). As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B22 has less adhesion amount of Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet, the value of the time of hot stamping (T Max -850) 2 ⁇ ( t / W) is small.
  • the thickness of the Fe—Al based plating layer was not sufficient, and in the Fe—Al based plating layer, the Al content and the Si content did not satisfy the formula (1). Further, the plating layer became a plating layer composed of one layer of the Al solid solution ferrite layer. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B23 has less adhesion amount of Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet, the value of the time of hot stamping (T Max -850) 2 ⁇ ( t / W) was large. Therefore, in the hot stamping member, the Al content of the Fe—Al plating layer was low, and the Al content and the Si content did not satisfy the formula (1).
  • the plating layer became a plating layer composed of one layer of the Al solid solution ferrite layer. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • the amount of adhesion of the Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet was large. Therefore, in the hot stamping member, the thickness of the Fe—Al-based plating layer was excessive. Further, the plating layer became a plating layer composed of five layers. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • the amount of deposition of the Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet is large, the value of the time of hot stamping (T Max -850) 2 ⁇ ( t / W) was large. Therefore, in the hot stamping member, the thickness of the Fe—Al-based plating layer was excessive. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B26, B27, B29, the value of the time of hot stamping (T Max -850) 2 ⁇ ( t / W) is small. Therefore, in the hot stamping member, the composition of the Fe—Al-based plating layer is out of the scope of the present invention. Further, the plating layer became a plating layer composed of five layers.
  • B31 the value of (T Max- 850) 2 ⁇ (t / W) at the time of hot stamping was large. Therefore, in the hot stamping member, the thickness of the Fe—Al-based plating layer was excessive. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B32 had a low Al content and a high Si content in the Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet. Therefore, in the Fe—Al-based plating layer of the hot stamping member, the Si content was out of the range of the present invention and did not satisfy the formula (1). Further, the plating layer was a plating layer composed of five layers. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B33 had a high Al content and a low Si content in the Al-based plating layer of the Al-based plated steel sheet. Therefore, the Si content in the Fe—Al-based plating layer of the hot stamping member is out of the range of the present invention. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B34 had a long time from heating to the start of molding. Therefore, in the hot stamping member, the Al content and the Si content of the Fe—Al plating layer did not satisfy the formula (1). As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • B35 had a low maximum heating temperature in the heating step.
  • the alloying reaction between the base steel sheet and the Al-based plating layer becomes insufficient, neither the FeAl layer nor the Al solid solution ferrite layer is formed, pure Al remains in the plating layer, and the Al content is excessive. Became. As a result, sufficient corrosion resistance of the molded portion could not be obtained.
  • the structures of the base steel sheets of B21 to B33 were all martensite, the structure of B34 was bainite, and the structure of B35 was a composite structure of ferrite and pearlite.
  • a hot stamping member having excellent corrosion resistance in a molded portion and a method for manufacturing the same.
  • a hot stamping member By applying such a hot stamping member to an automobile member, it leads to improvement of automobile collision safety, improvement of fuel efficiency by reducing the weight of the automobile, and reduction of exhaust gas such as CO 2.
  • Hot stamp member 2 Base steel sheet 3A, 3B Al solid solution ferrite layer 4A, 4B FeAl layer

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Abstract

このホットスタンプ部材は、母材鋼板と、前記母材鋼板の片面または両面の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層とを有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、Ｆｅ：６４．０％以上９９．４％以下、Ａｌ：０．５％以上３０．０％以下、Ｓｉ：０．１％以上６．０％以下、を含有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷＳｉ、Ａｌ含有量をＷＡｌとしたとき、前記ＷＳｉと前記ＷＡｌとが５×ＷＳｉ≦ＷＡｌを満足し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなり、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが、５μｍ以上８０μｍ以下である。

Description

ホットスタンプ部材およびその製造方法
　本発明は、ホットスタンプ部材およびその製造方法に関する。
　本願は、２０２０年０７月１４日に、日本に出願された特願２０２０－１２０４９４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、環境保護及び地球温暖化の防止のために、化学燃料の消費を抑制することが要請されている。このような要請は、例えば、移動手段として日々の生活や活動に欠かせない自動車についても例外ではない。このような要請に対し、自動車では、車体の軽量化などによる燃費の向上等が検討されている。自動車の構造の多くは、鉄、特に鋼板により形成されているので、この鋼板を薄くして重量を低減することが、車体の軽量化にとって効果が大きい。しかしながら、単純に鋼板の厚みを薄くして鋼板の重量を低減すると、構造物としての強度が低下し、安全性が低下することが懸念される。そのため、鋼板の厚みを薄くするためには、構造物の強度を低下させないように、使用される鋼板の機械的強度を高くすることが求められる。
　よって、鋼板の機械的強度を高めることにより、以前使用されていた鋼板より薄くしても機械的強度を維持又は高めることが可能な鋼板について、研究開発が行われている。このような鋼板に対する要請は、自動車製造業のみならず、様々な製造業でも同様になされている。
　一般的に、高い機械的強度を有する材料は、曲げ加工等の成形加工において、形状凍結性が低い傾向にあり、複雑な形状に加工する場合、加工そのものが困難となる。この成形性についての問題を解決する手段の一つとして、いわゆる「熱間プレス法（ホットプレス法、高温プレス法、ダイクエンチ法）」が挙げられる。この熱間プレス法では、成形対象である材料を一旦高温（鋼であればオーステナイト域温度）に加熱して、加熱により軟化した材料に対して、プレス加工を行って成形した後に、または成形と同時にプレス金型との接触による抜熱を利用して、材料を急速冷却することでマルテンサイト変態させ、高い機械的強度を得ることができる。
　この熱間プレス法によれば、材料を一旦高温に加熱して軟化させ、材料が軟化した状態でプレス加工するので、材料を容易にプレス加工することができる。従って、この熱間プレス加工により、良好な形状凍結性と高い機械的強度とを両立したプレス成形品が得られる。特に材料が鋼の場合、成形と同時または成形後に行う冷却による焼入れ効果により、プレス成形品の機械的強度を高めることができる。
　このような熱間プレス法は、高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、鋼板の表面に酸化物（スケール）が生成する。そのため、これをショットブラストや酸洗等の後工程で除去する必要があった。ところがショットブラストでは完全にスケールを排除することが難しく、またショットによる鋼板の変形の可能性があった。また、酸洗の場合には廃水処理等をする必要があり、環境負荷の観点から対応策を講じる必要がある場合があった。したがって、ショットブラストや酸洗を行う場合、製造コストアップに繋がるという課題があった。
　このような課題に対し、鋼板にＡｌめっきを施した、いわゆる、Ａｌめっき鋼板を使用することで加熱時の酸化抑制を図る技術が提案されている。例えば、特許文献１には、鋼板表面にアルミニウム被覆を有し、熱処理時のベース金属の酸化を防止することで高い耐食性を有する被覆鋼板が開示されている。また、この被覆は、熱処理時には鉄合金に変態し６００ＨＶを超え得る高い硬度を有することが示されている。また、特許文献２には、基礎鋼がアルミニウムプレコートまたはアルミニウム合金プレコートで被覆され、前記被覆が基礎鋼から外側へ順々に、相互拡散層、中間層、金属間化合物層、表面層からなる、被覆鋼製品が開示されている。また、この中間層、表面層は９００～１０００ＨＶの硬度を有することが示されている。また、特許文献３には、鋼成分として質量％でＣ：０．０５～０．７％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．７～２％、Ｐ：０．００３～０．１％、Ｓ：０．００３～０．１％を含有する鋼にＡｌを主体とするめっきを施した鋼板を使用して自動車部材を熱間プレス法で製造する方法と、それによって得られる、表面にＦｅＡｌ２、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ３、ＦｅＡｌ、Ａｌ固溶α－Ｆｅの２種以上から成る合金層を有する鋼部品であって、この合金層の組織が３層構造で、最表層はＦｅＡｌ２を主成分とした層であることを特徴とする、高強度自動車部品が開示されている。
　しかしながら、特許文献１～２に開示された技術では、めっき中に硬質な層を有し、熱間プレス時に強く衝撃を受けるとめっきが剥離する場合があり、成形品の耐食性が低下するという問題があった。また、特許文献３に記載される部品では、ＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５は硬質であるため、合金層がいずれの構造を有する場合でも、めっきが剥離する場合があり、成形品の耐食性が低下する問題があった。
　特許文献４には、素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっき層が形成され、このめっき層はＡｌ固溶されたα－Ｆｅからなる単一の軟質拡散層のみで構成されることを特徴とする、ホットプレス成形部材が開示されている。
　しかしながら、この特許文献４で開示された技術では、成形時に鋼板が圧延され、板厚が減少するような非常に厳しい成形を受けた場合、単一の軟質な拡散層のみでは成形時の衝撃に耐えられず、疵やめっき剥離が発生し、成形品の耐食性が低下する問題があった。
日本国特開２０００－３８６４０号公報 国際公開第２００８／０５３２７３号公報 日本国特開２００７－３１４８７４号公報 国際公開第２０１６／１９０５３８号公報
　本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、成形時に鋼板の板厚が減少するような厳しい成形を行った後でも、成形部耐食性に優れるホットスタンプ部材及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、加熱時の酸化抑制を図るためにＡｌを含むめっき鋼板をホットスタンプしてホットスタンプ部材を得る場合を前提として、ホットスタンプ後に得られるホットスタンプ部材の成形部耐食性をより向上させる手法について検討を行った。特に、成形時に鋼板の板厚が減少するような厳しい成形を行った後でも、優れた成形部耐食性が得られる手法について検討した。
　検討の結果、ホットスタンプ部材の成形部耐食性の低下は、母材鋼板の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層について、１）熱間成形時のめっき剥離、２）めっき中のＳｉ含有量とＡｌ含有量との比、の２点が原因であることが分かった。本発明者らは、さらに検討を行った結果、１）、２）のそれぞれに対し、以下の対策を実施することで成形部耐食性が向上することを見出した。
　具体的には、１）のめっき剥離の対策として、Ｆｅ－Ａｌ系の相の中でも硬質な化合物であるＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５（Ａｌ：４０～６５質量％）の生成を抑制するため、ホットスタンプ加熱後のめっき組成（めっき層の化学組成）について、Ａｌ含有量（ＷＡｌ、質量％）を０．５％以上３０．０％以下、Ｓｉ含有量（ＷＳｉ、質量％）を０．１％以上６．０％以下、Ｆｅ含有量（質量％）を６４．０％以上９９．４％以下、にすることが有効であることを見出した。特に、Ｆｅ２Ａｌ５はビッカース硬度ＨＶ９００～１０００にもなる。前記Ｆｅ－Ａｌ系の相とは、Ｆｅ－Ａｌの２元系相に加え、Ｓｉを含有したＦｅ－Ａｌ－Ｓｉの３元系相および前記２元系相、前記３元系相にＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外の元素が固溶された相も含む。
　また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の構造は、ＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５（Ａｌ：４０～６５質量％）に比べて軟質なＦｅＡｌ層およびＡｌ固溶フェライト層の２つの層（ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層のビッカース硬度は、例えばＨＶ３００～７００である）からなり、さらに、Ａｌ固溶フェライト層よりも硬質なＦｅＡｌ層が表面側に存在する、２層構造とすることが、プレス成形で金型からの耐疵付き性を向上させ、めっき剥離を抑制することも分かった。
　また、一般にＳｉはＦｅよりも貴な元素であり、めっきによる母材の犠牲防食を阻害し耐食性を低下させる元素である。一方で、Ｓｉは、溶融アルミめっき浴への浸漬時にめっきと母材との界面で形成される硬質な合金層の過剰な成長を抑制し、調質圧延や加工時のめっき剥離現象を抑制する元素でもある。そのため、溶融アルミめっき鋼板の製造工程中のアルミめっき浴には一般にＳｉが含有されている。本発明者らは、Ｓｉを含有したＡｌ系めっきであっても、ホットスタンプ加熱工程中にめっき層の合金化を進めることで、部品とするホットスタンプ後にはめっき中におけるＳｉ含有量を低減できること、さらに、ＡｌがＦｅよりも卑な元素である点から、めっき中のＳｉ含有量とＡｌ含有量との比について、めっき中のＳｉ含有量（ＷＳｉ、質量％）をＡｌ含有量（ＷＡｌ、質量％）に対し、式（１）に示す範囲に抑制することができれば、成形部耐食性を向上させることができることを見出した。
　　　５×ＷＳｉ≦ＷＡｌ　・・・式（１）
　本発明は、上記の知見に基づいてなされ、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部材は、母材鋼板と、前記母材鋼板の片面または両面の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層とを有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、Ｆｅ：６４．０％以上９９．４％以下、Ａｌ：０．５％以上３０．０％以下、Ｓｉ：０．１％以上６．０％以下、を含有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷＳｉ、Ａｌ含有量をＷＡｌとしたとき、前記ＷＳｉと前記ＷＡｌとが以下の式（１）を満足し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなり、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが、５μｍ以上８０μｍ以下である。
　　　５×ＷＳｉ≦ＷＡｌ　・・・式（１）
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ部材は、前記ＦｅＡｌ層の厚みＤ１と、前記Ａｌ固溶フェライト層の厚みＤ２との比Ｄ２／Ｄ１が、０．８以上２．５以下であってもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のホットスタンプ部材は、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、ボイドを含有し、前記ボイドの直径が、５μｍ以上１５μｍ以下であってもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載のホットスタンプ部材は、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量の最大値が、質量％で３０．０％以下であってもよい。
［５］［１］～［４］のいずれかに記載のホットスタンプ部材は、前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ　：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、Ｂ　：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｐ　：０．１００％以下、Ｓ　：０．１００％以下、Ｎ　：０．０１００％以下、Ｃｒ：０％以上２．００％以下、Ｗ　：０％以上３．０％以下、Ｍｏ：０％以上３．０％以下、Ｃｏ：０％以上３．０％以下、Ｖ　：０％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０％以上１．００％以下、Ｎｉ：０％以上５．０％以下、Ｃｕ：０％以上３．０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、Ｏ　：０％以上０．００７０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
［６］本発明の別の一態様に係るホットスタンプ部材の製造方法は、上記［１］に記載のホットスタンプ部材を製造する方法であって、母材鋼板と前記母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングするブランキング工程と、前記ブランキング工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板を加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板に、成形及び冷却を行う成形工程と、を有し、前記Ａｌ系めっき層の、片面当たりの付着量が、５ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下であって、前記Ａｌ系めっき層が、質量％で、Ａｌ：８３．０％以上９５．０％以下、Ｓｉ：５．０％以上１２．０％以下、Ｆｅ：０％以上５．０％以下、を含有し、前記加熱工程における、単位℃での最高加熱温度をＴＭａｘ、前記加熱工程において前記ＴＭａｘから（ＴＭａｘ－１０℃）の間に前記Ａｌ系めっき鋼板を保持する時間を単位分でｔ、前記付着量をＷとしたとき、前記ＴＭａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが以下の式（２）を満足し、前記ＴＭａｘは８５０℃以上であり、前記加熱工程の終了から前記成形工程の前記冷却の開始との間が１５秒以下である。
　　　７００≦（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）≦４０００・・・式（２）
［７］上記［６］に記載のホットスタンプ部材の製造方法は、前記Ａｌ系めっき層の、片面当たり付着量である前記Ｗが、１０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２以下であってもよい。
［８］上記［６］または［７］に記載のホットスタンプ部材の製造方法前記ＴＭａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが、以下の式（３）を満足してもよい。
１０００≦（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）≦３０００・・・式（３）
［９］上記［６］～［８］のいずれかに記載のホットスタンプ部材の製造方法は、前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ　：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、Ｂ　：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｐ　：０．１００％以下、Ｓ　：０．１００％以下、Ｎ　：０．０１００％以下、Ｃｒ：０％以上２．００％以下、Ｗ　：０％以上３．０％以下、Ｍｏ：０％以上３．０％以下、Ｃｏ：０％以上３．０％以下、Ｖ　：０％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０％以上１．００％以下、Ｎｉ：０％以上５．０％以下、Ｃｕ：０％以上３．０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、Ｏ　：０％以上０．００７０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
［１０］上記［６］～［９］のいずれかに記載のホットスタンプ部材の製造方法は、前記Ａｌ系めっき鋼板において、前記母材鋼板と、前記Ａｌ系めっき層との間に界面合金層が存在してもよい。
　本発明の上記態様によれば、成形部耐食性に優れたホットスタンプ部材（ホットスタンプによって得られた成形部材）及びその製造方法を提供することができる。
　このようなホットスタンプ部材を自動車の部品に適用すれば、自動車の衝突安全性の向上や、自動車の軽量化による燃費向上とＣＯ２等の排ガスの削減とに繋がる。
本実施形態に係るホットスタンプ部材１の模式図であって、母材鋼板２の両面の表面に形成された、表面から順に、ＦｅＡｌ層４Ａ，４Ｂ、Ａｌ固溶フェライト層３Ａ，３Ｂの２層からなるＦｅ－Ａｌ系めっき層の構造を示した模式図である。 Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ２）を１０５０℃で２分保持することで母材鋼板の表面に形成された、ＦｅＡｌ層（表面側）およびＡｌ固溶フェライト層の２層からなるＦｅ－Ａｌ系めっき層を、平板金型の抜熱によって急冷した後に（板厚が変化する加工は行っていない）、光学顕微鏡で観察した図である。 図２の、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層に含有されるボイド（ａ）、（ｂ）の直径（μｍ）を、光学顕微鏡で測定した例である。 Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ２）を９５０℃で０．５分保持することで母材鋼板の表面に形成された、５層からなるＦｅ－Ａｌ系めっき層（従来技術において一般的な構成のめっき層）を、平板金型の抜熱によって急冷した後に（板厚が変化する加工は行っていない）、光学顕微鏡で観察した図である。表面から第１層と第３層とはＦｅ２Ａｌ５である。 ホットスタンプのプレス成形後のホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層のめっき剥離の状況を示す例であって、めっき層が２層構造である本実施形態のめっき層の断面を、光学顕微鏡で観察した図である。この時のプレス成形は圧延によって行われ、圧延前後の板厚比（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１５％となるよう実施した。 ホットスタンプのプレス成形後のホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層のめっき剥離の状況を示す例であって、めっき層が５層構造である従来技術のめっき層の断面を、光学顕微鏡で観察した図である。この時のプレス成形は圧延によって行われ、圧延前後の板厚比（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１５％となるよう実施した。 めっき断面からのＥＤＳ分析結果による、本実施形態に係るホットスタンプ部材のめっき層の組成のＷＡｌ、ＷＳｉの測定例（図中の●：分析点は図２の×印の１０点）と、本願の発明例の範囲（図中網掛け部）、および従来技術におけるＦｅ－Ａｌ系めっき層の組成のＷＡｌ、ＷＳｉの測定例（図中△）とを示した図である。
　図１に示す通り、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ部材（本実施形態に係るホットスタンプ部材）１は、母材鋼板２と、前記母材鋼板２の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層と、を有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、６４．０％以上９９．４％以下のＦｅと、０．１％以上６．０％以下のＳｉと、０．５％以上３０．０％以下のＡｌとを含有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷＳｉ、Ａｌ含有量をＷＡｌとしたとき、５×ＷＳｉ≦ＷＡｌを満足する。また、本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、表面側から順に、ＦｅＡｌ層４Ａ，４Ｂ、Ａｌ固溶フェライト層３Ａ，３Ｂの２層からなり、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが５μｍ以上８０μｍ以下である。
　図１では、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層は、母材鋼板の両面に形成されているが、片面にのみ形成されていてもよい。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ部材について、詳細に説明する。以下、特に断りの無い限り、含有量の％は、質量％を意味する。
＜Ｆｅ－Ａｌ系めっき層＞
　本実施形態に係るホットスタンプ部材は、母材鋼板２の片面または両面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層を有する。本実施形態において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層とは、Ｆｅ－Ａｌの２元系相、Ｓｉを含有したＦｅ－Ａｌ－Ｓｉの３元系相および前記２元系相、前記３元系相にＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外の元素が固溶された相であって、Ｆｅを３０％以上含み、ＦｅとＡｌとを合計で５０％以上を含む層を意味する。Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外に含み得る元素として、母材鋼板や溶融Ａｌめっき設備から混入する元素、Ａｌめっき浴のインゴット中の不純物などがある。例えばＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏ、Ｚｎが挙げられ、それぞれＦｅ－Ａｌ系めっき層中に０％以上５．０％以下含有される場合がある。
（質量％で、６４．０％以上９９．４％以下のＦｅと、０．１％以上６．０％以下のＳｉと、０．５％以上３０．０％以下のＡｌとを含有する）
　上述したように、ホットスタンプ部材の成形部耐食性が低下する原因は、熱間成形時のめっき剥離、およびめっき中に存在する（母材より）貴な元素であるＳｉと、（母材より）卑な元素であるＡｌとを含むめっき組織の存在にあると考えられる。
　ホットスタンプ後のＦｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量（ＷＡｌ、質量％）が３０．０％以下となるようにすることで、ＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３、及び／またはＦｅ２Ａｌ５等の硬質な金属間化合物の生成を抑制することができる。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量が３０．０％超であると、硬質な金属間化合物が生成し、成形によってめっき層が剥離しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は３０．０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは２８．０％以下である。
　一方、Ａｌは、フェライトフォーマー元素であり、Ａｌ固溶フェライト層の形成を促進する作用を有する。またＡｌは、卑な元素であるため、めっきによる母材の犠牲防食作用を有し、成形部耐食性を向上させる。Ａｌ含有量が０．５％未満ではその向上効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量を０．５％以上にする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．０％以上である。
　また、Ｓｉは貴な元素であり、ホットスタンプ後のＦｅ－Ａｌ系めっき層のＳｉ含有量（ＷＳｉ、質量％）が６．０％超では、めっきの犠牲防食作用を阻害することに加え、比較的硬質な３元系合金相であるＡｌ２Ｆｅ３Ｓｉ３（τ１、化学量論的な組成とならない場合もある）の生成が促進される。この場合、めっき剥離が生じるおそれがある。そのため、Ｓｉ含有量を６．０％以下にする。Ｓｉ含有量は、好ましくは５．５％以下、より好ましくは５．０％以下、更に好ましくは４．５％、４．０％、または３．８％以下である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．１％未満では、ホットスタンプ前のＡｌ系めっき鋼板で過度にＳｉが少なくなり、調質圧延や加工時のめっき剥離が生じ、ホットスタンプ部材での成形部耐食性の低下にも繋がる。また、ＳｉはＡｌと同じくフェライトフォーマー元素であり、Ａｌ固溶フェライト層の形成を促進し、合金層を軟質化させるので、Ｓｉ含有量を過度に低減するとめっきが脆性となり成形部耐食性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．１％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上である。
　また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ、Ｓｉ以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。Ｆｅ含有量は、６４．０％以上９９．４％以下である。
　不純物元素として、母材鋼板や溶融Ａｌめっき設備、Ａｌめっき浴のインゴット中のなどからめっき中に含有される、例えばＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏ、Ｚｎが挙げられる。これらの不純物は、合計で５．０％以下であれば、実質的な悪影響を及ぼさない。
　上記のＦｅ－Ａｌ系めっき層の化学組成は、後述するように、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層を、表面から母材方向に向かって１０点を等間隔で分析して得られる平均組成である。しかしながら、硬質な金属間化合物が生成しないように、各測定点でのＡｌ含有量のうち最大の値（最大Ａｌ含有量）が、質量％で３０．０％以下であることが好ましい。
（質量％での、Ｓｉ含有量をＷＳｉ、Ａｌ含有量をＷＡｌとしたとき、５×ＷＳｉ≦ＷＡｌを満足する）
　本実施形態に係るホットスタンプ部材では、更に、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、Ｓｉ含有量をＷＳｉ、Ａｌ含有量をＷＡｌとしたとき、５×ＷＳｉ≦ＷＡｌを満足する。貴な元素であるＳｉの含有量を、卑な元素であるＡｌの含有量の１／５以下に抑制にすることで、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の成形部耐食性の効果を高めることができる。より好ましくは、６×ＷＳｉ≦ＷＡｌの関係を満足する。
　すなわち、本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とが、図６の網掛け部に示される範囲にある。
　Ｆｅ－Ａｌ系めっき層は、例えばＡｌ系めっき層を母材鋼板の表面に有するＡｌ系めっき鋼板が、ホットスタンプに際して加熱され、めっき層中にＦｅが拡散することで、形成される。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層として形成され得る金属間化合物は、例えばＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ε相（ＦｅＡｌ相と液相とから包晶反応により生成する相）、ＦｅＡｌ２（ζ相）、Ｆｅ２Ａｌ５（η相）、ＦｅＡｌ３（θ相）、またはＡｌ固溶フェライトである。めっき層中にＳｉが含有されている場合には、Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物の一部に代えてＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ系金属間化合物が生成する。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系金属間化合物とは、例えばＡｌ２Ｆｅ３Ｓｉ３（τ１）、Ａｌ３ＦｅＳｉ（τ２）、Ａｌ２ＦｅＳｉ（τ３）、Ａｌ３ＦｅＳｉ２（τ４）、Ａｌ８Ｆｅ２Ｓｉ（τ５）、Ａｌ９Ｆｅ２Ｓｉ２（τ６）、Ａｌ３Ｆｅ２Ｓｉ３（τ７）、Ａｌ２Ｆｅ３Ｓｉ４（τ８）、Ａｌ４Ｆｅ１．７Ｓｉ（τ１０）、τ１１－Ａｌ５Ｆｅ２Ｓｉ（τ１１）等、またはＡｌ、Ｓｉ固溶フェライトである。
　Ａｌ系めっき鋼板（Ａｌめっき浴組成：Ａｌ－９．５％Ｓｉ）に従来技術の条件でホットスタンプを行うと、めっき層の構造は、図４に示すような５層構造（表面側から順に第１層：Ｆｅ２Ａｌ５層、第２層：τ１またはＦｅＡｌ層、第３層：Ｆｅ２Ａｌ５層、第４層：ＦｅＡｌまたはτ１層、第５層：Ａｌ固溶フェライト）または、表面側から順に、Ｆｅ２Ａｌ５層（τ１またはＦｅＡｌが分散）、ＦｅＡｌ層またはτ１層、Ａｌ固溶フェライト層からなる３層構造となる。いずれの場合にも、硬質のＦｅ２Ａｌ５層が形成される。
　本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、上述のようにＡｌ含有量及びＳｉ含有量が制御された上で、後述のようにホットスタンプの製造条件が適正に制御されることによって、上述した形成され得る金属間化合物のうち、剥離の原因となる硬質な金属間化合物であるＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５（それぞれＡｌ：４０～６０％、ＨＶ９００～１０００の値をとり得る）が生成しない。
　本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、ＨＶ３００～７００の軟質なＡｌ固溶フェライト層とＦｅＡｌ層との２つの層からなるめっき層（いずれもＡｌ：３０．０質量％以下）である。また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層は、Ａｌ固溶フェライト層よりも硬質であるＦｅＡｌ層が、表面側に形成された（表面側から順にＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層となった）、２層構造である。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層をこのような２層構造とすることで、成形部耐食性とともにプレス成形で金型からの耐疵付き性にも優れ、めっき剥離を抑制できるホットスタンプ部材が得られる。
　図２にＦｅ－Ａｌ系めっき層が、表面から順にＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなる場合の層構造を有するホットスタンプ部材の一例を示す。また、図４にＦｅ－Ａｌ系めっき層が、Ｆｅ２Ａｌ５層（第１層、第３層）を含む５層構造からなる場合の一例を示す。
　図２は、Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ２）を１０５０℃で２分保持することで得られためっき層の断面図である（保持後、平板金型を用いて冷却してから観察）。図中の印「×」はＦｅ－Ａｌ系めっき層の組成の分析点であり、表面から母材方向に向かって１０点を等間隔で分析したことを示している。
　図４は、Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ２）を９５０℃で０．５分保持することで得られためっき層の断面図である（保持後、平板金型を用いて冷却してから観察）。
　図２、図４それぞれのめっき層に対し熱間成形を行った後の、めっき層の断面写真を図５Ａ、図５Ｂに示す。Ｆｅ２Ａｌ５層を含まず、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層との２層構造のめっき層（図５Ａ）では、５層構造のめっき層（図５Ｂ）に比べてクラックの発生頻度が減少し、ＦｅＡｌ層よりも軟質なＡｌ固溶フェライト層ではクラックの発生頻度が更に減少していることが分かる。
　Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の組成、及び層構造は、以下の方法で求めることができる。
　Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の組成は、ホットスタンプ部材を切り出し断面研磨した後、ナイタールエッチングを実施し、断面から電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて１０００倍の倍率で組成像として観察し、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層を元素分析することで求める。元素分析する時には、例えば図２（この図は光学顕微鏡の図である）の×印に示すように、めっき表面から母材方向に向かって各点の間を等間隔として１０点分析し、１点目のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉの質量％（１点目：ＷＦｅ１、ＷＡｌ１、ＷＳｉ２）、２点目のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉの質量％（２点目：ＷＦｅ２、ＷＡｌ２、ＷＳｉ２）、・・・、１０点目のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉの質量％（１０点目：ＷＦｅ１０、ＷＡｌ１０、ＷＳｉ１０）をそれぞれ求め、ＷＦｅ１、ＷＦｅ２、・・・、ＷＦｅ１０の平均値をＷＦｅとして、ＷＡｌ１、ＷＡｌ２、・・・、ＷＡｌ１０の平均値をＷＡｌとして、ＷＳｉ１、ＷＳｉ２、・・・、ＷＳｉ１０の平均値をＷＳｉとする。
　また、同様にして式（１）を満たすかどうかの確認方法としては、得られたＷＳｉ、ＷＡｌを用いて、５×ＷＳｉ≦ＷＡｌであるかどうかを確認する。ここで言うＥＰＭＡを用いた元素分析で質量％を求める際は、分析時の汚染（元素：Ｃ、Ｏ）の影響を除くため、検出された元素からＣ、Ｏの元素は除いて算出する。
　また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の層構造は、表面から母材方向に向かって等間隔で測定したＡｌ含有量の分析結果（ＷＡｌ１、ＷＡｌ２、・・・、ＷＡｌ１０の値）のそれぞれが、質量％で、２０．０％超３０．０％以下である範囲をＦｅＡｌ層、０．５％以上２０．０％以下である範囲をＡｌ固溶フェライト層と定義する。
　組成以外のＦｅＡｌ層の特定方法としては透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による構造解析による方法もあるが、本実施形態では、簡便な方法としてＥＰＭＡによるＡｌ濃度の分析結果を用いる。
　図２の例で言えば、めっき層のうち、ボイド付近にＦｅ－Ａｌ層とＡｌ固溶フェライト層との境界があり、表面側（図中上側）がＦｅＡｌ層、母材側（図中下側）がＡｌ固溶フェライト層である。
　上記ＥＰＭＡ分析によれば、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外の含有量も測定できる。
（ＦｅＡｌ層の厚みＤ１（μｍ）と、Ａｌ固溶フェライト層の厚みＤ２（μｍ）の比Ｄ２／Ｄ１が、０．８以上２．５以下）
　ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層はいずれもＦｅ２Ａｌ５よりも軟質であるため、板厚が減少するような非常に厳しい成形を受けた際の成形部耐食性の点で重要な層であり、Ｄ２／Ｄ１の比が０．８以上２．５以下であることが、成形部耐食性の向上の点から、好ましい。ここで言う厳しい成形とは、例えば、板厚比（＝（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１０％以上となるような圧延を受けることを指す。
　Ｄ２／Ｄ１が０．８未満であると、より軟質なＡｌ固溶フェライト層のＦｅ－Ａｌ系めっき層に占める割合が少ないため、熱間成形時にめっき剥離が増加し成形部耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｄ２／Ｄ１は０．８以上が好ましい。Ｄ２／Ｄ１はより好ましくは１．０以上である。一方、Ｄ２／Ｄ１が２．５超であると、ＦｅＡｌ層のＦｅ－Ａｌ系めっき層に占める割合が少ないため、プレス成形時の金型から受ける疵付きが増加し、成形部耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｄ２／Ｄ１は２．５以下が好ましい。より好ましくは、２．１以下である。
　ＦｅＡｌ層の厚みＤ１、Ａｌ固溶フェライトＤ２の厚みは、ホットスタンプ加熱条件と加熱されるＡｌ系めっき鋼板のめっき付着量よって制御され、ホットスタンプ時の保持時間が長い程または加熱温度が高い程、またはめっき付着量が多い程、Ｄ１、Ｄ２はそれぞれ増加する。
（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ：５μｍ以上８０μｍ以下）
　本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層の厚さは、５μｍ以上８０μｍ以下である。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが５μｍ未満では成形部耐食性が低下する。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さは、好ましくは７μｍ以上、より好ましくは１０μｍ以上である。一方、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが８０μｍ超では、プレス成形時にせん断応力や圧縮応力が強く掛り、めっきが容易に損傷し（パウダリング現象とも呼ばれる）、成形部耐食性が低下する。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さは、好ましくは７０μｍ以下、より好ましくは６０μｍ以下である。
　ＦｅＡｌ層の厚さＤ１、Ａｌ固溶フェライト層の厚さＤ２、及びＦｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ（Ｄ１＋Ｄ２）は、例えば、断面を研磨したサンプルからＥＰＭＡを用いて１視野の大きさを１００μｍ×１００μｍとして観察し、厚みを測定する。厚みを測定する際、隣り合う、Ａｌ含有量が０．５％以上２０．０％以下である測定点とＡｌ含有量が２０．０％超３０．０％以下である測定点との板厚方向の中点を、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層との境界とみなす。
（ボイドを含有し、ボイドの直径が、５μｍ以上１５μｍ以下）
　本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層にはボイドが含有され、ボイドの大きさが直径で５μｍ以上１５μｍ以下であることが好ましい。ボイドはＡｌ系めっき層のＡｌが母材鋼板に向かって拡散する内方拡散と、母材鋼板のＦｅがＡｌ系めっき層に向かって拡散する外方拡散との、拡散速度差によって生じるカーケンダルボイド（Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌ　ｖｏｉｄ）と考えられる。カーケンダルボイドがＦｅ－Ａｌ系めっき層に含有されることで、ホットスタンプの成形時にめっきに掛かる応力集中が緩和されてめっきの剥離が抑制される結果、成形部耐食性が向上する。この向上効果はボイドの大きさが、後述する方法にて定義される直径で、５μｍ未満の場合には得られない。このため、ボイドの大きさは直径で５μｍ以上である。好ましくは６μｍ以上、より好ましくは７μｍ以上、または８μｍ以上である。
　また、ボイドの大きさは、直径で１５μｍ以下であることが好ましい。直径が１５μｍを超えると、ボイドが逆にホットスタンプ成形時に形成されるクラックの起点となり、めっき剥離が増加する。ボイドの直径は、好ましくは１４μｍ以下、より好ましくは１３μｍ以下、または１２μｍ以下である。
　ボイドは、図３に例示するＦｅ－Ａｌ系めっき層の内部に含まれるボイドである。ボイドは、図３に示すように、ＦｅＡｌ層と、Ａｌ固溶フェライト層の界面付近に形成されることが多いが、いずれの位置であっても効果は得られる。
　ボイドの大きさの特定方法としては、ホットスタンプ部材を切り出して断面研磨した後、ナイタールエッチングを実施し、断面を、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察する。ボイドは、めっきの空孔であるため光学顕微鏡では凹んで観察される。観察されたボイドを内包する最小の外接円を描き、その外接円の直径を、ボイドの直径として測定する。例えば図３の（ａ）ではボイドの直径が５．０μｍ、（ｂ）ではボイドの直径が６．１μｍとなる。本実施形態では、大きなボイドから順に１０箇所のボイドの直径を測定し、平均した値をボイドの直径とする。ボイドは、通常は円形又は楕円形であり、ホットスタンプの加熱温度、保持時間、またはＡｌとＦｅとの拡散の影響を受け、場合によっては、複数のボイド同士が拡大する過程で接し、不定形となる場合がある。
＜母材鋼板＞
　本実施形態に係るホットスタンプ部材が有する母材鋼板について、詳細に説明する。
（化学組成）
　本実施形態に係るホットスタンプ部材は、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が重要であり、母材鋼板については必ずしも限定されない。しかしながら、ホットスタンプ法は、金型によるプレス加工と焼入とを略同時に行う工法であることから、母材鋼板の化学組成は、焼入れ性の良い成分系として、以下の範囲であることが好ましい。以下の説明において、特に断りのない限り、成分についての「％」は、「質量％」を意味する。
　本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、を含有し、任意に、Ｃｒ：２．００％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．００％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、及びＯ：０．００７０％以下からなる群から選択される１種以上を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物であることが好ましい。
（Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下）
　炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高める元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、焼入れ性が低下してホットスタンプ部材の強度が不足する。そのため、Ｃ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上、０．２５％以上、または０．２８％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、鋼板の靭性が著しく低下し、加工性が低下する。そのため、Ｃ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．４５％以下であり、さらに好ましくは、０．４３％以下、または０．４０％以下である。
（Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下）
　ケイ素（Ｓｉ）含有量が０．０１％未満である場合、焼入れ性が低下し、ホットスタンプ部材の強度が低下する。また、疲労特性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。
　一方、ＳｉはＦｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）であり、連続焼鈍めっきラインにおいてＳｉ含有量が２．００％を超えると、焼鈍処理中に安定なＳｉ系酸化被膜が鋼板表面に形成されて、溶融Ａｌめっきの密着性が阻害され、不めっきを生じる。そのため、Ｓｉ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．５０％以下であり、さらに好ましくは１．００％以下、０．５０％以下、または０．１０％以下である。
（Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下）
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、更に、Ｓに起因する熱間脆性を抑制可能な元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満である場合には、焼入れ性が低下して強度が不足する。そのため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上または０．６０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が５．００％を超える場合には、焼入れ後のホットスタンプ部材の耐衝突特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は５．００％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは４．５０％以下であり、さらに好ましくは４．００％以下または３．５０％以下である。
（Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下）
　ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性の観点から有用な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を、０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％、０．００１５％以上または０．００２０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上記の焼入れ性向上効果は飽和する上、鋳造欠陥や熱間圧延時の割れを生じさせるなど、製造性が低下する。そのため、Ｂ含有量を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０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００７０％以下または０．００６０％以下である。
（Ｐ：０．１００％以下）
　リン（Ｐ）は、不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、靭性が低下するなどの悪影響が顕著になる。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、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下または０．０５０％以下である。
　一方、Ｐ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。しかしながら、Ｐ含有量を０．００１％未満とすることは、精錬限界の観点から経済的ではない。また、Ｐは固溶強化元素でもあり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができる。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．１００％以下）
　硫黄（Ｓ）は、不純物として含有される元素であり、ＭｎＳとして鋼中の介在物になる元素である。Ｓ含有量が０．１００％を超える場合には、ＭｎＳが破壊の起点となり、延性及び靭性が低下して、加工性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下または０．０３０％以下である。
　一方、Ｓ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。しかしながら、Ｓ含有量を０．００１％未満とすることは、精錬限界の観点から経済的ではない。そのため、Ｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ａｌ：１．００％以下）
　アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として鋼中に含有される。Ａｌは、Ｆｅよりも易酸化性元素であるため、Ａｌ含有量が１．００％を超える場合には、焼鈍処理中に安定なＡｌ系酸化被膜が鋼板表面に形成されてしまい、溶融Ａｌめっきの密着性が阻害され不めっきが生じる。そのため、Ａｌ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下、０．２０％以下または０．１０％以下である。
　一方、Ａｌ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよいいが、Ａｌ含有量を０．０１％未満とする場合には精錬限界の観点から経済的ではない。そのため、Ａｌ含有量を０．０１％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１００％以下）
　窒素（Ｎ）は、不純物として含有される元素である。固溶Ｎは特性に悪影響を及ぼすので、Ｎは特性の安定化の観点からは介在物の状態とすることが望ましく、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＡｌ等と結合させることが好ましい。Ｎ含有量が増加すると、Ｎを介在物とし固定するために含有させる元素の含有量が多量となり、コストアップを招くことになる。そのため、Ｎ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００８０％以下、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
　一方、Ｎ含有量の下限は特に限定するものではなく、０％としてもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満にしようとすると、精錬限界の観点から経済的ではない。従って、Ｎ含有量は、０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板では、上記の元素に加えてさらに、以下の元素（成分）を含有させることができる。以下に説明する元素を含まなくても、好ましい母材鋼板が得られるので、以下の元素の含有量の下限値は全て０％である。
（Ｃｒ：０％以上２．００％以下）
　クロム（Ｃｒ）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高める効果を有する元素であるが、一般にＭｎよりも高価であるため含有させなくても（０％でも）良い。ただし、Ｍｎだけでは焼き入れ性が不足する場合にはＣｒを含有することが好ましく、その場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｃｒは、Ｆｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）であるため、Ｃｒ含有量が２．００％を超える場合には、ＣＧＬの焼鈍処理中に安定なＣｒ系酸化被膜が鋼板表面に形成されてしまい、溶融Ａｌめっきの密着性を阻害して不めっきを生じる。そのため、Ｃｒ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．４０％以下である。
（Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏ：それぞれ０％以上３．０％以下）
　タングステン（Ｗ）、モリブデン（Ｍｏ）及びコバルト（Ｃｏ）は、それぞれ鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るため、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏはそれぞれ、０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１％以上含有させることがより好ましい。
　一方、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量がそれぞれ３．０％を超える場合、上記効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量は、それぞれ、３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量は、それぞれ１．０％以下である。
（Ｖ：０％以上２．０％以下）
　バナジウム（Ｖ）は、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るためＶ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。
　一方、Ｖ含有量が２．０％を超えると、上記効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｖ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、１．０％以下である。
（Ｔｉ：０％以上０．５０％以下）
　チタン（Ｔｉ）は、Ｎを固定するために有効な元素である。そのため、含有させることが好ましい。特に、Ｎを固定する効果を得る場合、質量％にてＮ含有量の約３．４倍程度またはそれ以上含有させることがより好ましい。Ｎ含有量は、低減させたとしても１０ｐｐｍ（０．００１％）程度となることが多いので、実際のＴｉ含有量としては、０．００５％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、焼入れ性が低下し、強度が低下する。このような焼き入れ性及び強度の低下は、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると顕著となる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。
（Ｎｂ：０％以上１．００％以下）
　ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎを固定するために有効な元素である。そのため、含有させることが好ましい。特に、Ｎを固定する効果を得る場合、質量％にてＮ含有量の約６．６倍程度またはそれ以上含有させることがより好ましい。Ｎ含有量は、低減させたとしても１０ｐｐｍ（０．００１％）程度となることが多いので、実際のＮｂ含有量としては、０．０１％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、焼入れ性が低下し、強度が低下する。このような焼き入れ性及び強度の低下は、Ｎｂ含有量が１．００％を超えると顕著となるので、Ｎｂ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。
　また、母材鋼板の化学組成として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等が含有されていても、本実施形態に係るホットスタンプ部材が目的とする効果は阻害されるものではない。
（Ｎｉ：０％以上５．０％以下）
　ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性の向上、及び耐衝撃特性改善に繋がる低温靭性の観点で有用な元素である。そのため、含有させることが好ましい。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量が５．０％を超えると、上記のような効果は飽和する上、コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量を５．０％以下とすることが好ましい。
（Ｃｕ：０％以上３．０％以下）
　銅（Ｃｕ）は、焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であるため、含有させることが好ましい。この効果を得る場合Ｃｕ含有量を、０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が、３．０％を超えると、上記のような効果は飽和する上、コストが上昇する。また、過剰なＣｕは、鋳片性状の劣化や熱間圧延時の割れや疵の発生を生じさせる。そのため、Ｃｕ含有量を、３．０％以下とすることが好ましい。
（Ｓｎ、Ｓｂ：それぞれ０％以上０．１０％以下）
　スズ（Ｓｎ）及びアンチモン（Ｓｂ）は、いずれもめっきの濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素である。そのため、含有させることが好ましい。上記のような効果を得る場合、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも一方を、０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくはＳｎ又はＳｂの少なくとも一方の含有量が０．０１％以上である。
　一方、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも一方を、０．１０％を超えて含有させた場合、製造時に疵が発生しやすくなったり、また、靭性が低下したりする。そのため、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はそれぞれ、０．１０％以下であることが好ましい。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭ：それぞれ０％以上０．０１００％以下）
　カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、希土類元素（ＲＥＭ；Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、それぞれ０．０００１％以上の含有量であれば、介在物の微細化に効果がある。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０００１％以上であることが好ましい。
　一方、各元素の含有量が０．０１００％を超える場合には、上記の効果が飽和する。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０１００％以下であることが好ましい。ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。
（Ｏ：０％以上０．００７０％以下）
　酸素（Ｏ）は、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは酸化物を形成し、ホットスタンプ部材の特性劣化をもたらす可能性のある元素である。例えば、鋼板表面の近傍に存在する酸化物は、表面疵の原因となる。酸化物が切断面に存在すると、端面に切り欠き状の疵を形成し、ホットスタンプ部材の特性劣化をもたらす。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｏ含有量が０．００７０％超で特性劣化が顕著となるため、Ｏ含有量は０．００７０％以下とする。Ｏ含有量は好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、Ｏ含有量は精錬限界上の経済的なコストから、０．０００１％以上であることが好ましい。
（その他の成分について）
　その他の成分については、特に規定するものではないが、Ａｓ等の元素がスクラップから混入する場合がある。しかしながら、混入量が通常の範囲であれば、本実施形態に係るホットスタンプ部材の特性には影響しない。
　母材鋼板の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ部材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板の化学組成は、表面のＦｅ－Ａｌ系めっき層を除いた部分の化学組成をいうものとし、以下の方法で測定できる。
　まず、ホットスタンプ部材から分析試料を切り出し、表面研削によって、表面のＦｅ－Ａｌ系めっき層を除去する。その後、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析法などの元素分析を行うことによって化学組成を分析する。
　ホットスタンプの前後では、母材の化学組成は変化しないので、本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板において上述した化学組成を得る場合、ホットスタンプに供するめっき鋼板の母材鋼板の化学組成を上記の範囲とすればよい。
（金属組織）
　本実施形態に係るホットスタンプ部材が備える母材鋼板は、自動車の耐衝突特性を高めるホットスタンプ部材として用いるため、金属組織が、マルテンサイトを有することが好ましい。マルテンサイトは、面積率で、５０％以上であることが好ましい。
　母材鋼板の硬度は限定されないが、耐衝突特性に優れる部材として、ビッカース硬度（荷重１ｋｇｆ）で３００ＨＶ以上であることが好ましい。
　母材鋼板の硬度を測定する場合、母材鋼板の板厚方向断面が測定面となるようにサンプルを採取し、サンプルの測定面の、表面から板厚の１／４の位置に対し、ＪＩＳＺ２２４４：２００９に準じ、荷重を１ｋｇｆとし、硬度を測定する。
＜ホットスタンプ部材の製造方法＞
　本実施形態に係るホットスタンプ部材は、以下の工程を含む製造方法によって得られる。
（ｉ）母材鋼板と母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングするブランキング工程
（ｉｉ）ブランキング工程後のＡｌ系めっき鋼板を加熱する加熱工程
（ｉｉｉ）加熱工程後のＡｌ系めっき鋼板に、成形及び冷却を行う成形工程
　以下、各工程の好ましい条件について説明する。
（ブランキング工程）
　ブランキング工程では、母材鋼板と母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングする。ブランキング方法としては特段限定されないが、金型による打ち抜き、せん断、またはレーザー切断などの方法が挙げられる。
　ブランキングに供するＡｌ系めっき鋼板は、上述した化学組成を有する母材鋼板に溶融Ａｌめっきを行うことによって得られる。母材鋼板の製造方法は限定されず、公知の条件で製造すればよい。例えば、製鋼工程で化学組成を調整した後、連続鋳造することでスラブ（母材）を製造し、その後、得られたスラブ（母材）に対し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行って冷延鋼板とし、得られた冷延鋼板に対し、溶融めっきラインにて再結晶焼鈍、溶融アルミめっき処理（溶融アルミめっき浴への鋼板浸漬とガスワイピングによる溶融アルミめっきの付着量の調整）を連続的に行うことでＡｌ系めっき鋼板が得られる。
　上記のＡｌ系めっき層の片面当りの付着量は、５ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下とする。付着量が５ｇ／ｍ２未満では成形部耐食性が低下する。そのため、付着量は５ｇ／ｍ２以上とする。Ａｌ系めっき層の付着量はホットスタンプ部材のＦｅＡｌ層を増加させる点でも重要であり、好ましくは１０ｇ／ｍ２以上である。付着量は、より好ましくは１２ｇ／ｍ２以上、更に好ましくは１５ｇ／ｍ２以上である。
　一方、Ａｌ系めっき層の付着量が１００ｇ／ｍ２超では硬質なＦｅ２Ａｌ５がホットスタンプ部材に形成され成形部耐食性が低下する。そのため、付着量は１００ｇ／ｍ２以下とする。また、付着量が大きいＡｌ系めっき層の厚み（μｍでの厚みは、付着量／３でおよそ整理される）も大きくなり、プレス成形時のせん断応力や圧縮応力が強く掛かることとなる。そのため、付着量は、好ましくは８０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは７５ｇ／ｍ２以下であり、更に好ましくは７０ｇ／ｍ２以下である。
　上記のＡｌ系めっき層は、質量％で、Ａｌ：８３．０％以上９５．０％以下、Ｓｉ：５．０％以上１２．０％以下、Ｆｅ：０％以上５．０％以下を含有する。
　Ａｌは、ホットスタンプの加熱時の耐酸化性及び成形部耐食性の向上のために必要な元素であり、Ａｌ含有量が８３．０％未満である場合には、ホットスタンプ部材とした際のめっきの耐食性に劣る。一方、Ａｌ含有量が９５．０％を超える場合には、ホットスタンプの成形時にめっきが剥離しやすくなり、成形部耐食性が劣る。
　Ｓｉは、ホットスタンプ部材の成形部耐食性を向上させるために必要な元素である。Ｓｉを含有することで、ＡｌとＦｅとの合金化反応が抑制されるため、硬質なＡｌ－Ｆｅ合金層の形成が抑制され、成形部耐食性に優れる。Ｓｉ含有量が５．０％未満である場合には、成形部耐食性に劣り、Ｓｉ含有量が１２．０％を超える場合には、めっき中に含まれる貴な元素の量が過剰になり成形部耐食性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は５．０％以上であり、好ましくは７．０％以上である。更には、Ｓｉ含有量は１２．０％以下であり、好ましくは１１．０％以下である。
　Ｆｅは、溶融アルミめっき浴中に母材鋼板を浸漬した際のＦｅの溶出によって不可避的に含まれる。下限は特に定めず０％であるが、０．０１％未満とすることは工業的なコストが掛かるので、０．０１％を下限とすることが好ましい。Ｆｅ含有量が５．０％を超える場合、Ａｌめっき浴中のＦｅの溶解限度を超えるため合金の析出物（ドロス）がめっき浴中に形成され、このドロスがめっき層に付着することとなる。この場合、プレス成形時に押疵となり外観品位が損なわれる。このため、Ｆｅ含有量を５．０％以下とする。
　Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅ以外にＡｌ系めっき層に含み得る元素として、母材鋼板や溶融アルミめっき設備から混入する元素やアルミめっき浴のインゴット中の不純物などの元素が挙げられる。このような元素として、例えばＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏ、Ｚｎが挙げられ、Ａｌ系めっき層中に、合計で０％以上５．０％以下含有される場合がある。
　上記のＡｌ系めっき層を溶融アルミめっき処理によって製造した場合、母材鋼板とＡｌ系めっき層との間には溶融アルミめっき浴浸漬時に、界面合金層（一般にはＡｌ８Ｆｅ２Ｓｉ（τ５）や、ＦｅＡｌ３（θ）で構成された１μｍ～５μｍの層）が形成され得る。本実施形態で言うＡｌ系めっき層の付着量、組成は、この界面合金層を含まない値を指す。
　上記のＡｌ系めっき層の付着量の特定方法としては、例えば、水酸化ナトリウム－ヘキサメチレンテトラミン・塩酸はく離重量法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ　Ｇ　３３１４：２０１１に記載のとおり、所定の面積Ｓ（ｍ２）（例えば５０ｍｍ×５０ｍｍ）の試験片を準備し、重量ｗ１（ｇ）を測定しておく。その後、水酸化ナトリウム水溶液、ヘキサメチレンテトラミンを添加した塩酸水溶液に順次、発泡が収まるまで浸漬した後、直ちに水洗し、再び重量ｗ２（ｇ）を測定する。この時、試験片両面でのＡｌ系めっき層の付着量（ｇ／ｍ２）は、（ｗ１－ｗ２）／Ｓより求めることができる。この方法は、水酸化ナトリウム水溶液によってＡｌ、Ｓｉ、及び固溶されるＦｅなどは溶解するが、Ｆｅを含んだ界面合金層や母材は溶解しない性質を利用した方法である。
　また、上記のＡｌ系めっき層の組成（Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅの含有量）の特定方法としては、めっき層を溶解させ、溶解液を高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析法を用いて定量分析する方法が挙げられる。Ａｌ系めっき層の溶解方法としては、例えば、水酸化ナトリウム水溶液へ浸漬する方法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ　Ｇ　３３１４：２０１１に記載の通り、水酸化ナトリウム（ＪＩＳ　Ｋ８５７６）２ｇに対し、水８ｍＬの割合で溶解して調整した水溶液を８５℃以上に熱し、供試材を浸漬し、めっきの溶解に起因した発泡が収まるまで浸漬することでＡｌ系めっき層を溶解させることができる。この方法は、水酸化ナトリウム水溶液によってＡｌ、Ｓｉ、及び固溶されるＦｅなどは溶解するが、Ｆｅを含んだ界面合金層や母材は溶解しない性質を利用した方法である。
（加熱工程）
　加熱工程では、ブランキング工程後のＡｌ系めっき鋼板を加熱する。加熱工程では、最高加熱温度ＴＭＡＸ（℃）、およびＴＭＡＸから（ＴＭＡＸ－１０℃）の間にＡｌ系めっき鋼板を保持する時間（保持時間）ｔ（分）、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の片面当たりの付着量Ｗ（ｇ／ｍ２）が、式（２）を満足するように加熱する。ただし、ＴＭＡＸは８５０℃以上とする。
　　７００≦（ＴＭＡＸ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）≦４０００　・・・式（２）
　（ＴＭＡＸ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）が７００未満では、保持時間が短い場合や最高加熱温度が低い場合があり、Ｆｅ２Ａｌ５やＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３が形成されて、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層にＦｅ２Ａｌ５やＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３が残存する場合や、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が３層構造、５層構造になる場合や、Ｓｉ含有量が多くなる場合がある。この場合、成形部耐食性が低下する。このため、（ＴＭＡＸ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）は７００以上であり、好ましくは８００以上、より好ましくは９００以上である。
　また、最高加熱温度ＴＭＡＸが、８５０℃未満では、母材鋼板のオーステナイト域温度に達しない場合があり、所望の機械的強度を得られない場合がある。また、母材鋼板とＡｌ系めっき層との合金化反応が不十分となり、めっき層中に純Ａｌが残存し耐食性が低下する場合がある。
　一方、（ＴＭＡＸ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）が４０００超では、過剰な加熱により、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層中のＦｅＡｌ層が少なくなって、耐疵付き性に劣る場合がある。また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚みが過剰に厚くなる場合や、Ａｌ固溶フェライトのみの単層構造になりＡｌ含有量が少なくなる場合がある。この場合、成形部耐食性が劣る。このため、（ＴＭＡＸ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）は、４０００以下、好ましくは３８００以下、３６００以下である。
　最高加熱温度ＴＭＡＸは、上限について好ましくは１０５０℃であり、より好ましくは９８０℃である。下限について好ましくは８８０℃であり、より好ましくは９００℃である。また、ＴＭＡＸから（ＴＭＡＸ－１０℃）の間の保持時間ｔは、上限について好ましくは１８．０分であり、より好ましくは１２．０分である。下限について、好ましくは１．０分、より好ましくは２．０分である。
　また、式（３）を満足するように加熱することで、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層とに含有されるボイドのサイズが制御され、成形部耐食性が向上する。このため、加熱工程では、式（３）を満足するように加熱することが好ましい。
　　１０００≦（ＴＭＡＸ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）≦３０００　・・・式（３）
（成形工程）
　成形工程では、加熱工程後のＡｌ系めっき鋼板に対し、成形と同時に、または成形した後に、冷却を行う。
　冷却は、加熱工程の終了（加熱炉からの抽出完了）から１５秒以内に開始し、例えば成形と同時に金型との接触による抜熱により行われる。
　加熱工程後、冷却開始（冷却と成形とが同時の場合には、冷却及び成形の開始）までの時間が１５秒超であると、マルテンサイト組織が得られず部品の耐衝突特性が低下することに加え、鋼板の成形時の温度低下によるＦｅ－Ａｌ系めっき層の硬化により、金型から成形時に強く衝撃を受けることでめっき剥離が助長され、ホットスタンプ部材の成形部耐食性が低下する。
　また、成形工程の冷却では、平均冷却速度が５０℃／秒以上で、２００℃以下まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、母材鋼板の焼き入れ性が低下し、部品としても耐衝突特性が低下する。一方、平均冷却速度の上限を限定する必要はないが、金型での抜熱による冷却や、水を利用した冷却などの限界として１０００℃／秒以下とすることが好ましい。
　また、冷却停止温度が２００℃超では、母材鋼板の焼き入れ性が低下し部品としても耐衝突特性が低下する。
　鋼板温度の測定方法としては、サーモカメラでの撮影することで間接的に測定する方法や、鋼板の端部に熱電対を点溶接（プレス成形時に金型を疵付けない位置）することで直接的に測定する方法が挙げられる。
　上記の製造方法によれば、本実施形態に係るホットスタンプ部材が得られる。
　以下、実施例を用いて、本発明に係るホットスタンプ部材及びその製造方法について、更に具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明に係るホットスタンプ部材及びその製造方法のあくまでも一例にすぎず、本発明に係るホットスタンプ部材及びその製造方法が下記の例に限定されるものではない。
　まず、表１のＡ１～Ａ２０に示すような化学組成を有する母材鋼板（板厚１．４ｍｍ）を、通常の製鋼工程、熱延工程、酸洗工程、冷延工程を経て製造し、供試材として用いた。続いて、この母材鋼板に対し、ゼンジミア型溶融めっきラインにて焼鈍、溶融アルミめっき処理を連続的に施して、Ａｌ系めっき鋼板を作製した。Ａｌ系めっき層の付着量をガスワイピングで３～１１０ｇ／ｍ２の間で適宜調整すると共に、溶融アルミめっき浴の組成についても、Ｓｉ：１～２０％、Ｆｅ：１～８％、残部Ａｌ組成の中で、適宜調整した。得られたＡｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の組成を、前述したＩＣＰで定量することで測定した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　この得られたＡｌ系めっき鋼板（表２）をシャーせん断にてブランキングし（ブランキング工程）、２００×３００ｍｍサイズのＡｌ系めっき鋼板のブランクを作製した。作製したＡｌ系めっき鋼板のブランクを、表２に示すように、電気炉にて最高到達温度７５０℃～１１５０℃の各種条件で加熱した（加熱工程）。保持時間は、最高到達温度から（最高到達温度－１０℃）の間の時間が１．０分～１８分となるよう処理した。このブランクを、電気炉から取り出し後、６～３０秒の間に板厚比（＝（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１５％となるように圧延を開始し、さらに圧延した直後、平板金型で２００℃以下まで急冷した（成形工程）。その後、７０ｍｍ×１５０ｍｍサイズに切断して得られたものをホットスタンプ部材の試験片とした。
　この試験片について、以下の要領でＦｅ－Ａｌ系めっき層を調査した。また、成形部耐食性を評価した。
　ＦｅＡｌ層及びＡｌ固溶フェライト層の厚さ、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層中のＡｌ含有量、Ｓｉ含有量、Ｆｅ含有量、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の層構造について以下の方法で評価した。また、母材鋼板の組織も観察した。
（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ）
　試験片から１５ｍｍ×２０ｍｍのサイズの試料を切り出し、埋め込み研磨、ナイタールエッチングを施した後、ＳＥＭでＦｅ－Ａｌ系めっき層の断面を観察することで測定した。
（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層中のＡｌ含有量（ＷＡｌ）、Ｓｉ含有量（ＷＳｉ）、Ｆｅ含有量（ＷＦｅ））
　前述した断面からＥＰＭＡで分析し、表面から母材の方向に向かって等間隔で１０点のＡｌ含有量、Ｓｉ含有量を測定し、それぞれの平均値をＷＡｌ、ＷＳｉとした。めっき層の残部はＦｅであったため、（１００－ＷＡｌ－ＷＳｉ）をＷＦｅとした。結果を表３に示す。表３には、１０点のうち、最大のＡｌ含有量も示す。
（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の層構造、並びにＦｅＡｌ層及びＡｌ固溶フェライト層の厚さ）
　前述のＦｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ方向に等間隔で１０箇所をＥＰＭＡで分析した測定点の内、Ａｌ含有量が０．５％以上２０．０％以下である範囲をＡｌ固溶フェライト層とし、２０．０％超３０．０％以下である範囲をＦｅＡｌ層とした。また、Ａｌ含有量が４０．０％以上６５．０％以下である範囲をＦｅ２Ａｌ５の層とし、Ａｌ含有量が３０．０％超４０．０％未満かつＳｉ含有量が２％以上１５％以下である範囲をτ１の層とした。本実施例ではこれら以外の層は確認されなかった。
　表中「２層」とは、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層構造であったことを示す。また、それぞれの厚みは、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層を特定した上で、ＥＰＭＡを用いて１視野の大きさを１００μｍ×１００μｍの範囲として３視野観察し、その３視野で測定した厚さの平均値として求めた）。
　厚みの測定に際し、隣り合う測定点が、分析結果に基づいて異なる層であると判断された場合には、これらの測定点の厚さ方向の中点に層の境界があるとみなした。
　表中「５層」とは、表面から順にＦｅ２Ａｌ５の層、τ１の層、Ｆｅ２Ａｌ５の層、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層であったことを示す。「１層」とは、Ａｌ固溶フェライト層の単一層であったことを示す。
（ボイドの直径）
　試験片から１０ｍｍ×２０ｍｍの試料を切り出し、板厚方向の断面を観察面として研磨した後、ナイタールエッチングを実施し、この観察面を光学顕微鏡で１００μｍ×１００μｍの範囲を観察し、ボイドを内包する最小の外接円の直径からボイドの直径を求めた。１０箇所のボイドを測定した平均値をその試験片のボイドの直径とした。
（母材鋼板の組織）
　試験片から１５×２０ｍｍのサイズの試料を切り出し、埋め込み研磨、ナイタールエッチングを施した後、光学顕微鏡で母材鋼板の板厚断面の、母材鋼板の表面から板厚の１／４の位置を観察することで特定した。
（成形部耐食性）
　試験片を化成処理及び耐食塗装した後、塗膜にカッターで傷をいれて金属面を露出させた試験片を用いて腐食試験を行った。具体的には、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ－ＳＸ３５で化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約１５μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで電着塗膜にクロスカットの傷を入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ　Ｍ６１０－９２）を１８０サイクル（６０日）行い、クロスカット部の板厚減少量を測定した。
　このとき、合金化溶融亜鉛めっき鋼板ＧＡ（付着量片面４５ｇ／ｍ２）の板厚減少量を上回れば耐食性をＮＧ（Ｎｏ　Ｇｏｏｄ）とし、下回れば耐食性をＧ（Ｇｏｏｄ）、更には３／４以下に抑制されれば耐食性をＶＧ（Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）、１／２以下に抑制されれば耐食性をＶＧ２（Ｍｏｒｅ　Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）とした。
　評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示す本願の発明例である水準Ｂ１～Ｂ２０については、優れた成形部耐食性を有するホットスタンプ部材が得られた。特に、Ｂ１、Ｂ５の成形部耐食性の評価結果がＧなのに対し、Ｂ２～Ｂ４の、ホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層のＤ２／Ｄ１が０．８以上２．５以下を満足する場合、成形部耐食性の評価結果はＶＧと、良好であった。更に、Ｂ９～Ｂ２０の、ホットスタンプ部材のボイドの大きさが、直径で５μｍ以上１５μｍ以下を満足する場合、成形部耐食性の評価結果はＶＧ２と、更に良好であった。また、母材鋼板の組織はいずれもマルテンサイトであった。
　表３に示す本願の比較例であるＢ２１～Ｂ３５については、成形部耐食性の評価結果がＮＧとなり劣っていた。これは、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ、Ａｌ含有量ＷＡｌ、Ｓｉ含有量ＷＳｉ、Ｆｅ含有量、式（１）、層構造の少なくとも１つが、所定の条件を満足しなかったからである。
　Ｂ２１は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が少なく、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが十分でなく、また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層において、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とは式（１）を満たさなかった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２２は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が少なく、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが十分でなく、また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層において、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とは式（１）を満たさなかった。また、めっき層が、Ａｌ固溶フェライト層の１層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２３は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が少なく、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量が少なく、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とが式（１）を満たさなかった。また、Ｆｅの過剰な拡散により、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が多かった。また、めっき層が、Ａｌ固溶フェライト層の１層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２４は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が多かった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが過剰であった。また、めっき層が５層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２５は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が多く、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが過剰であった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２６、Ｂ２７、Ｂ２９は、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の組成が本発明範囲を外れた。また、めっき層が５層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２８は、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。また、めっき層が、Ａｌ固溶フェライト層の１層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ３０は、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、めっき層が５層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ３１は、ホットスタンプの際の（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが過剰であった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ３２は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層のＡｌ含有量が少なく、Ｓｉ含有量が多かった。そのため、ホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層において、Ｓｉ含有量が本発明範囲を外れるとともに式（１）を満たさなかった。また、めっき層が５層からなるめっき層であった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ３３は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層のＡｌ含有量が多く、Ｓｉ含有量が少なかった。そのため、ホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層において、Ｓｉ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ３４は、加熱後、成形開始までの時間が長かった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量とＳｉ含有量とが式（１）を満たさなかった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ３５は、加熱工程において最高加熱温度が低かった。そのため、母材鋼板とＡｌ系めっき層との合金化反応が不十分となり、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層はいずれも形成されず、めっき層中に純Ａｌが残存し、Ａｌ含有量が過剰になった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
　Ｂ２１～Ｂ３３の母材鋼板の組織はいずれもマルテンサイトであり、Ｂ３４の組織はベイナイト、Ｂ３５はフェライト、パーライトの複合組織であった。
　本発明によれば、成形部耐食性に優れたホットスタンプ部材、及びその製造方法が提供できる。このようなホットスタンプ部材を自動車部材に適用することで、自動車衝突安全性の向上や、自動車軽量化による燃費向上とＣＯ２等の排ガスの削減に繋がる。
　１　　ホットスタンプ部材
　２　　母材鋼板
　３Ａ，３Ｂ　　Ａｌ固溶フェライト層
　４Ａ，４Ｂ　　ＦｅＡｌ層

Claims (10)

  1. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の片面または両面の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層と
    を有し、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、
    　　Ｆｅ：６４．０％以上９９．４％以下、
    　　Ａｌ：０．５％以上３０．０％以下、
    　　Ｓｉ：０．１％以上６．０％以下、
    　を含有し、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷＳｉ、Ａｌ含有量をＷＡｌとしたとき、前記ＷＳｉと前記ＷＡｌとが以下の式（１）を満足し、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなり、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが、５μｍ以上８０μｍ以下である、
    ことを特徴とする、ホットスタンプ部材。
    　　　５×ＷＳｉ≦ＷＡｌ　・・・式（１）
  2. 　前記ＦｅＡｌ層の厚みＤ１と、前記Ａｌ固溶フェライト層の厚みＤ２との比Ｄ２／Ｄ１が、０．８以上２．５以下である
    ことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ部材。
  3. 　前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、ボイドを含有し、前記ボイドの直径が、５μｍ以上１５μｍ以下である
    ことを特徴とする、請求項１または２に記載のホットスタンプ部材。
  4. 　前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量の最大値が、質量％で３０．０％以下である、
    ことを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材。
  5. 　前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１０％以上０．５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、
    Ｂ　：０．０００２％以上０．０１００％以下、
    Ａｌ：１．００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：０％以上２．００％以下、
    Ｗ　：０％以上３．０％以下、
    Ｍｏ：０％以上３．０％以下、
    Ｃｏ：０％以上３．０％以下、
    Ｖ　：０％以上２．０％以下、
    Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、
    Ｎｂ：０％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
    Ｃｕ：０％以上３．０％以下、
    Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
    Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
    Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、
    Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、
    Ｏ　：０％以上０．００７０％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物である
    ことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材。
  6. 　請求項１に記載のホットスタンプ部材を製造する方法であって、
    　母材鋼板と前記母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングするブランキング工程と、
    　前記ブランキング工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板を加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板に、成形及び冷却を行う成形工程と、
    を有し、
    　前記Ａｌ系めっき層の、片面当たりの付着量が、５ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下であって、
    　前記Ａｌ系めっき層が、質量％で、
    　　Ａｌ：８３．０％以上９５．０％以下、
    　　Ｓｉ：５．０％以上１２．０％以下、
    　　Ｆｅ：０％以上５．０％以下、
    　　を含有し、
    　前記加熱工程における、単位℃での最高加熱温度をＴＭａｘ、前記加熱工程において前記ＴＭａｘから（ＴＭａｘ－１０℃）の間に前記Ａｌ系めっき鋼板を保持する時間を単位分でｔ、前記付着量をＷとしたとき、前記ＴＭａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが以下の式（２）を満足し、前記ＴＭａｘは８５０℃以上であり、
    　前記加熱工程の終了から前記成形工程の前記冷却の開始との間が１５秒以下である
    ことを特徴とする、ホットスタンプ部材の製造方法。
    　　　７００≦（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）≦４０００・・・式（２）
  7. 　前記Ａｌ系めっき層の、片面当たり付着量である前記Ｗが、１０ｇ／ｍ２以上８０ｇ／ｍ２以下である
    ことを特徴とする、請求項６に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
  8. 　前記ＴＭａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが、以下の式（３）を満足する
    ことを特徴とする、請求項６または７に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
    １０００≦（ＴＭａｘ－８５０）２×（ｔ／Ｗ）≦３０００・・・式（３）
  9. 　前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１０％以上０．５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、
    Ｂ　：０．０００２％以上０．０１００％以下、
    Ａｌ：１．００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：０％以上２．００％以下、
    Ｗ　：０％以上３．０％以下、
    Ｍｏ：０％以上３．０％以下、
    Ｃｏ：０％以上３．０％以下、
    Ｖ　：０％以上２．０％以下、
    Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、
    Ｎｂ：０％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
    Ｃｕ：０％以上３．０％以下、
    Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
    Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
    Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、
    Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、
    Ｏ　：０％以上０．００７０％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物である、
    ことを特徴とする請求項６～８のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
  10. 　前記Ａｌ系めっき鋼板において、前記母材鋼板と、前記Ａｌ系めっき層との間に界面合金層が存在する、
    ことを特徴とする、請求項６～９のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
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