WO2022039275A1 - ホットスタンプ部品 - Google Patents

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WO2022039275A1
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hot stamping
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corrosion resistance
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hot
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PCT/JP2021/030679
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優貴 鈴木
和久 楠見
晴彦 江口
宗士 藤田
雅裕 布田
進一郎 田畑
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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 hot stamping parts.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-139257 filed in Japan on August 20, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • a steel sheet having high mechanical strength tends to have a reduced shape freezing property in a forming process such as bending process. Therefore, when processing into a complicated shape, the processing itself becomes difficult.
  • a hot stamping method sometimes referred to as a hot stamping method, a hot stamping method, a high temperature pressing method, or a die quenching method.
  • a material to be molded is heated to a high temperature, and a steel sheet softened by heating is pressed to form a steel sheet, which is cooled at the same time as or after molding.
  • the material is once heated to a high temperature to be softened, so that the material can be easily pressed. Further, the mechanical strength of the material can be increased by the quenching effect due to cooling during or after molding. Therefore, by this hot stamping method, a molded product having good shape freezing property and high mechanical strength can be obtained.
  • Patent Document 1 describes an aluminum-based plated steel sheet for hot pressing, which has an Al-based metal coating mainly containing Al and containing Mg and Si on the surface of the steel.
  • Patent Document 2 defines the composition of the surface of the steel sheet for hot stamping, and describes that the amount of AlN on the surface of the Al—Fe alloy layer on the surface of the steel is 0.01 to 1 g / m 2 . ..
  • Patent Document 3 describes a bcc layer having an Al-Fe intermetallic compound layer on the surface of a steel plate, an oxide film on the surface thereof, and Al between the steel plate and the Al-Fe intermetallic compound layer.
  • Patent Document 3 by heating an aluminum-plated steel sheet so that the oxide film has a predetermined thickness, an Al—Fe alloy layer is formed up to the surface layer, and coating defects and deterioration of adhesion after electrodeposition coating are prevented. It is described that it is suppressed to ensure corrosion resistance after painting.
  • Patent Document 1 has post-painting corrosion resistance to meet such high demands. Is not always enough. Further, in the aluminum-based plated steel sheet for hot pressing described in Patent Document 1, the composition and structure of the outermost surface are not specified, and the relationship between the composition and structure of the outermost surface and the corrosion resistance after painting has not been clarified. In Patent Document 2, by setting the amount of AlN on the surface of the Al—Fe alloy layer within a predetermined range, the corrosion resistance after coating can be improved to some extent, but there is room for further improvement.
  • the corrosion resistance after coating is not always sufficient with respect to the high level required in recent years.
  • the cause may be a decrease in the amount of the chemical conversion agent adhered due to a decrease in the reactivity between the oxide film and the chemical conversion agent.
  • the present invention has been made in view of such a problem, and an object of the present invention is to provide a hot stamping component having excellent plating adhesion and post-painting corrosion resistance.
  • the present inventors have studied a method for improving post-painting corrosion resistance of hot stamped parts on the premise of a manufacturing method in which the surface of a member is not rust-proofed or coated with metal after processing.
  • the base material of the aluminum-plated steel plate to be used for hot stamping contains a corrosion resistance improving element, and the corrosion resistance improving element has a predetermined concentration distribution in the Al—Fe alloy plating layer formed by heating the hot stamping.
  • the Al—Fe alloy plating layer becomes more difficult to dissolve in corrosion factors such as salt water, or after the Al—Fe alloy plating layer is partially dissolved, a strong and dense corrosion product becomes Al.
  • the hot stamping component according to one aspect of the present invention is a hot stamping component having a base material steel plate and an Al—Fe alloy plating layer formed on the base material steel plate, and is the Al—Fe.
  • the alloy-plated layer has a thickness of 10.0 ⁇ m or more, Al of 30% or more in mass%, and W, Mo, Sb, Sn, Cr, Co, Cu, Ni, Ta, Ca, which are elements for improving corrosion resistance. It contains one or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Se, Re, and Hf, and is 8 from the surface of the Al—Fe alloy plating layer toward the center of the plate thickness of the hot stamping component.
  • the element having the maximum concentration among the corrosion resistance improving elements is B1 element
  • the maximum concentration of the B1 element is C max
  • the plate thickness of the hot stamping component is t
  • the hot stamping component is t.
  • C max / C Q is 0.05 or more and 30 It is less than .00.
  • the base steel plate has a mass% of C: 0.03 to 0.60% and Si: 0.005 to 2.00%. , Mn: 0.10 to 3.00%, P: 0.001 to 0.100%, S: 0.0001 to 0.100%, Al: 0.010 to 0.500%, and N: 0. .001 to 0.010%, W: 0.01 to 3.00%, Mo: 0.005 to 2.00% Sb: 0.005 to 0.30%, Sn: 0.005 to 0.
  • the hot stamping component may contain one or more selected from the group consisting of 0.0001 to 0.3000%.
  • This hot stamping part is suitable as an automobile part.
  • the hot stamping parts (hot stamping parts according to the present embodiment) according to a preferred embodiment of the present invention will be described in detail.
  • the numerical limit range described below with “to” in between includes the lower limit value and the upper limit value. However, the numerical value indicated as “less than” or “greater than” is not included in the numerical range.
  • the hot stamping component according to the present embodiment has a base steel plate and an Al—Fe alloy plating layer formed on the base steel plate.
  • the thickness of the Al—Fe alloy plated layer of the hot stamping component according to the present embodiment is 10.0 ⁇ m or more. When the thickness of the Al—Fe alloy plating layer is less than 10.0 ⁇ m, the corrosion resistance after coating is lowered.
  • the thickness of the Al—Fe alloy plating layer is preferably 15.0 ⁇ m or more, more preferably 20.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness of the Al—Fe alloy plating layer is not limited, but when the thickness exceeds 60.0 ⁇ m, the shearing force that the plating receives from the mold during hot stamping because the plating layer is thick. And the stress during compressive deformation increases. In this case, there is a concern that the plating layer is easily peeled off and the corrosion resistance after painting is lowered. Therefore, the thickness of the Al—Fe alloy plating layer is preferably 60.0 ⁇ m or less. It is more preferably 55.0 ⁇ m or less, still more preferably 50.0 ⁇ m or less.
  • the Al—Fe alloy plating layer of the hot stamping component contains Al, Fe, and “W, Mo, Sb, Sn, Cr, Co, Cu, Ni, Ta, Ca” which are elements for improving corrosion resistance. , Mg, Sr, Se, Re, Hf ”(group B element) and one or more selected from the above. Further, elements such as Si, Mn, and B may be contained. It may contain Li and Zn.
  • the Al content in the Al—Fe alloy plating layer is 30% by mass or more.
  • the total of the Al content and the Fe content is preferably 80% by mass or more.
  • the total content (mass%) of the corrosion resistance improving element is preferably 0.005 to 8.0%. It is more preferably more than 0.005% and 8.0% or less, and even more preferably 0.010 to 8.0%.
  • the Al—Fe alloy plating layer of the hot stamping component according to the present embodiment preferably contains one or more kinds of intermetallic compounds, and is inevitably substantially one or more kinds of intermetallic compounds. It is more preferably composed of contained impurities.
  • Specific examples of the intermetallic compound constituting the Al—Fe alloy plating layer include Fe 2 Al 5 , FeAl 2 , FeAl (also referred to as regular BCC), ⁇ -Fe (also referred to as irregular BCC), and Al. Solid-dissolved ⁇ -Fe, solid-dissolved Si in these compositions, and Al-Fe-Si ternary alloy composition, etc. (12 types of ⁇ 1), although detailed chemical quantitative composition may not be specified.
  • ⁇ ⁇ 12 has been specified, and in particular, ⁇ 5 is also referred to as an ⁇ phase, and ⁇ 6 is also referred to as a ⁇ phase.
  • impurities contained in the Al—Fe alloy plating layer include components such as stainless steel and ceramics generally used as hot-dip plating equipment during hot-dip plating, and thermal spray coatings on these materials.
  • the corrosion resistance improving element (group B element) exists as a solid solution or substitution in an intermetallic compound. The reason why the corrosion resistance improving element (group B element) contained in the base metal before hot stamping is contained in the Al—Fe alloy plating layer after hot stamping is not always clear, but the grain boundary of the alloy plating layer is solidified.
  • the Al—Fe alloy plating layer contains the above-mentioned intermetallic compound by using the limited field electron beam diffraction function and the EDS function of a transmission electron microscope (Field Emission-Transmission Electron Microscopy: FE-TEM). .. Specifically, after processing the cross section of the hot stamped component along the plate thickness direction so that the sample has a thickness of about 100 nm, the FE is in the range of 8.0 ⁇ m from the surface toward the center of the plate thickness. -If a diffraction image of the above compound is detected when measured by TEM, it can be determined that the intermetallic compound is present at that point.
  • FE-TEM Field Emission-Transmission Electron Microscopy
  • the compound can be specified from the ratio of each element by analysis using the EDS function at the same point. Further, when five points are randomly measured as described above and an intermetallic compound is present at any of the points, in the present embodiment, the Al—Fe alloy plating layer is substantially one or more kinds of metals. It is judged that it is composed of intermetallic compounds.
  • the corrosion resistance in the Al—Fe alloy plating layer is improved in the range (thickness) of 8.0 ⁇ m from the surface of the Al—Fe alloy plating layer, which has a large effect on the corrosion resistance after painting, toward the center of the plate thickness of the hot stamped component.
  • the element having the highest maximum concentration is the B1 element
  • the maximum concentration of this B1 element in the above range is C max (%)
  • the plate thickness of the hot stamping component is t
  • the hot stamping component is improved in the range (thickness) of 8.0 ⁇ m from the surface of the Al—Fe alloy plating layer, which has a large effect on the corrosion resistance after painting, toward the center of the plate thickness of the hot stamped component.
  • the concentration (content) of the B1 element (the element that improves the corrosion resistance with the highest concentration in the range of 8 ⁇ m from the surface) at the position of t Q is C Q , where t / 4 is the position from the surface toward the center of the plate thickness .
  • C max / C Q the corrosion resistance after painting is improved by setting C max / C Q to 0.05 or more and 30.00 or less. The reason for this is not clear, but when the C max / C Q of the corrosion resistance improving element (Group B element) is 0.05 or more in the Al—Fe alloy plating layer, the corrosion resistance improving element (Group B element) corrodes.
  • the corrosion resistance improving element (Group B element) dissolved from the Al—Fe alloy plating layer has the effect of preventing further dissolution of the Al—Fe alloy plating layer, and the dissolved corrosion resistance improving element (Group B element) can be obtained.
  • an element for improving corrosion resistance (element having the highest maximum concentration in the range from the surface to the center of the plate thickness of 8.0 ⁇ m), which is a B1 element, it has excellent coating adhesion (secondary adhesion). W, Sn and Cu are preferable.
  • the C max and C Q of the corrosion resistance improving element (group B element) of the hot stamping component are analyzed by the following method.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is set to a size that can be observed by about 10 mm in the rolling direction.
  • the layer structure of the plate thickness cross section is subjected to the plate thickness direction from the surface (the surface of the Al—Fe alloy plating layer) using an electron probe microanalyzer (EPMA).
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • Al concentration, Fe concentration, and corrosion resistance improvement at 17 locations surface, 0.5 ⁇ m from the surface, 1.0 ⁇ m from the surface, 8.0 ⁇ m from the surface) linearly over 0 ⁇ m.
  • the element (Group B element) concentration was measured by point analysis, and the maximum concentration was the corrosion resistance at the position where the total of Al concentration (Al content) and Fe concentration (Fe content) was 80% or more.
  • C max be the maximum concentration of the largest element (B1 element) among the improving elements (Group B elements).
  • the average Al concentration at the above 17 points is defined as the Al concentration in the Al—Fe alloy plating layer.
  • C Q is measured by the following method. Using the above sample, at 1/4 of the plate thickness (t / 4 position) tQ from the surface toward the center of the plate thickness, EPMA was used to select the B group elements (particularly the B1 element). Obtained by measuring the concentration by point analysis.
  • the thickness of the Al—Fe alloy plating layer is measured by the following method. A sample is taken so that the thickness direction of the plating layer can be observed, embedded in resin, and the polished sample is measured from the component surface toward the center of the plate thickness by point analysis of Al concentration and Fe concentration using EPMA. ..
  • the first plate thickness position within the range of 0.9 to 1.1 times the Al concentration at position tQ is judged to be the interface between the steel plate and the plating layer, and in the secondary electron image or backscattered electron image of EPMA. The distance between this interface and the surface of the component may be the thickness of the Al—Fe alloy plating layer.
  • the Al—Fe alloy plating layer covers 90% or more of the surface (coverage is 90% or more) in terms of area ratio.
  • the surface of the Al—Fe alloy plating layer is further composed of an Al oxide and an oxide of Mg and / or Ca, and the thickness is 0.05 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m. Having a material layer is preferable in terms of improving coating adhesion (secondary adhesion).
  • an oxide layer containing an oxide of Mg and / or Ca on the surface of the Al—Fe alloy plating layer, the formation of a chemical conversion film is promoted, so that the coating adhesion is improved.
  • the oxide of Mg may be a composite oxide of Mg and Al
  • the oxide of Ca may be a composite oxide of Ca and Al.
  • the oxide layer containing an oxide of Mg and / or Ca referred to here is a layer containing 2% by mass or more of Mg and Ca in total.
  • the obtained cross section is observed by EPMA without performing etching after polishing the cross section of the plating in the same manner as described above. Then, a method of performing elemental analysis continuously on a line perpendicular to the surface and obtaining from the thickness (distance from the surface) of a region in which Mg and / or Ca is 2% by mass or more in total can be mentioned.
  • the base material and the Al—Fe alloy plating layer are as described above, but when the hot stamping parts are used as automobile parts, they are later welded.
  • the final product is subjected to various treatments such as chemical conversion treatment and electrodeposition coating.
  • the hot stamping component according to the present embodiment has a great feature in the Al—Fe alloy plated layer, and is not necessarily limited to the base steel sheet.
  • the base metal steel plate has a chemical composition of% by mass, C: 0.03 to 0.60%, Si: 0.005 to 2.00%, Mn: 0.10 to 3.00%, P :.
  • Group B Elements: One or more of W, Mo, Sb, Sn, Cr, Co, Cu, Ni, Ta, Ca, Mg, Sr, Se, Re, Hf), and the balance is from Fe and impurities. Is preferable.
  • C 0.03 to 0.60% C is an element that greatly affects the strength of the hot stamping steel sheet (hot stamping component) after hot stamping.
  • the C content is preferably 0.03% or more.
  • the C content is more preferably 0.04% or more.
  • the C content is preferably 0.60% or less.
  • the C content is more preferably 0.40% or less and 0.35% or less.
  • Si 0.005 to 2.00%
  • Si is a solid solution strengthened alloy element and is an element necessary for ensuring the strength of hot stamping parts.
  • the Si content is preferably 0.005% or more.
  • the Si content is more preferably 0.01% or more and 0.02% or more.
  • the Si content exceeds 2.00%, a surface scale problem arises. That is, after pickling the scale generated during hot rolling, a pattern caused by surface irregularities is generated, and the surface appearance becomes inferior. Further, when the surface of a steel sheet is plated, the plating property deteriorates if the Si content is high. Therefore, the Si content is preferably 2.00% or less.
  • the Si content is more preferably 1.50% or less, 1.00% or less, and 0.60% or less.
  • Mn 0.10 to 3.00%
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel and improves the strength of hot stamping parts. If the Mn content is less than 0.10%, sufficient strength cannot be obtained in hot stamping parts. Therefore, the Mn content is preferably 0.10% or more. The Mn content is more preferably 0.20% or more, 0.40% or more, 0.70% or more, and 1.00% or more. On the other hand, even if the Mn content exceeds 3.00%, the above effect is saturated. Therefore, the Mn content is preferably 3.00% or less. The Mn content is more preferably 2.80% or less and 2.60% or less.
  • P 0.001 to 0.100%
  • P is a solid solution strengthened alloy element and is a useful element for improving the strength of hot stamping parts. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the P content exceeds 0.100%, the weld crackability and toughness are adversely affected. Therefore, the P content is preferably 0.100% or less. The P content is more preferably 0.020% or less.
  • S 0.0001 to 0.100%
  • S is an element that affects non-metal inclusions in steel and deteriorates the ductility of the hot stamping steel sheet. Therefore, the S content is preferably limited to 0.100% or less.
  • the S content is more preferably 0.080% or less, 0.050% or less, 0.008% or less, 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • Al 0.010 to 0.500%
  • Al is an element used as a deoxidizing material for molten steel.
  • the Al content is preferably 0.010% or more.
  • the Al content is more preferably 0.020% or more and 0.030% or more.
  • the Al content is preferably 0.500% or less.
  • the Al content is more preferably 0.100% or less and 0.060% or less.
  • N 0.001 to 0.010%
  • N is an element contained in steel as an impurity, and if the N content exceeds 0.010%, the ductility of the hot stamping steel sheet may deteriorate due to the coarsening of the nitride. Therefore, the N content is preferably limited to 0.010% or less. The N content is more preferably 0.008% or less and 0.006% or less. On the other hand, if the N content is excessively reduced, the manufacturing cost of the steelmaking process increases. Therefore, the N content is preferably 0.001% or more.
  • Corrosion resistance improving element Group B element
  • W, Mo, Sb, Sn, Cr, Co, Cu, Ni, Ta, Ca, Mg, Sr, Se, Re, and Hf which are elements for improving corrosion resistance (group B elements)
  • the corrosion resistance improving element group B element
  • the corrosion resistance improving element preferably contains one kind or two or more kinds in the range shown below, but the total content of the group B elements is preferably 10.00% or less. If the total content of the group B elements exceeds 10.00%, the alloy cost increases, which is economically disadvantageous. As long as one or more elements of Group B are contained in the range shown below, the content of other elements may be 0% or less than the lower limit shown below.
  • W 0.01-3.00% W is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the W content is preferably 0.01% or more.
  • the W content is more preferably 0.015% or more, 0.03% or more, 0.045% or more, and 0.06% or more.
  • the W content is preferably 3.00% or less.
  • the W content is more preferably 2.00% or less and 1.50% or less.
  • Mo 0.005 to 2.00%
  • Mo is an element that improves the corrosion resistance and hardenability of steel, and is an element that has the effect of improving the strength of hot stamping parts.
  • the Mo content is preferably 0.005% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is preferably 2.00% or less.
  • Sb 0.005 to 0.30%
  • Sb is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Sb content is preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.01% or more, 0.03% or more, 0.04% or more, and 0.06% or more.
  • the Sb content is preferably 0.30% or less.
  • the Sb content is more preferably 0.22% or less.
  • Sn 0.005 to 0.50%
  • Sn is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Sn content is preferably 0.005% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.01% or more, 0.03% or more, 0.04% or more, and 0.06% or more.
  • the Sn content is preferably 0.50% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.18% or less and 0.16% or less.
  • Cr 0.005 to 2.00% Cr is an element effective for improving the hardenability and corrosion resistance of steel. In order to surely exert this effect, it is preferable that the Cr content is 0.005% or more. The Cr content is more preferably 0.01% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 2.00%, the carbides present after hot rolling, cold rolling or annealing (including after plating) are stabilized, and the carbides are heated by heating during hot stamping. Dissolution may be delayed and hardenability may decrease. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less.
  • Co 0.01-2.00% Co is an effective element for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Co content is preferably 0.01% or more.
  • the Co content is more preferably 0.02% or more and 0.03% or more.
  • the Co content is preferably 2.00% or less.
  • the Co content is more preferably 1.80% or less and 1.00% or less.
  • Cu 0.01-2.00% Cu is an effective element for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 0.02% or more, 0.03% or more, 0.05% or more, and 0.06% or more.
  • the Cu content is preferably 2.00% or less.
  • the Cu content is more preferably 1.80% or less and 1.00% or less.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an effective element for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.02% or more, 0.03% or more, 0.05% or more, and 0.06% or more.
  • the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • the Ni content is more preferably 1.80% or less and 1.00% or less.
  • Ta 0.0001 to 0.300%
  • the Ta content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ta content is more preferably 0.001% or more, 0.003% or more, 0.004% or more, and 0.006% or more.
  • the Ta content is preferably 0.300% or less.
  • the Ta content is more preferably 0.280% or less and 0.260% or less.
  • Ca 0.0001 to 0.300% Ca is an effective element for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more, 0.001% or more, and 0.002% or more.
  • the Ca content is preferably 0.300% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.010% or less and 0.005% or less.
  • Mg 0.0001 to 0.300% Mg is an effective element for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more, 0.001% or more, and 0.002% or more.
  • the Mg content is preferably 0.300% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.010% or less and 0.005% or less.
  • Sr 0.0001 to 0.300%
  • Sr is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Sr content is preferably 0.0001% or more.
  • the Sr content is more preferably 0.0005% or more, 0.001% or more, and 0.002% or more.
  • the Sr content is preferably 0.300% or less.
  • the Sr content is more preferably 0.010% or less and 0.005% or less.
  • Se 0.0001 to 0.300% Se is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Se content is preferably 0.0001% or more.
  • the Se content is more preferably 0.0005% or more, 0.001% or more, and 0.002% or more.
  • the Se content is preferably 0.300% or less.
  • the Se content is more preferably 0.010% or less and 0.005% or less.
  • Re 0.0001 to 0.300%
  • Re is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Re content is preferably 0.0001% or more.
  • the Re content is more preferably 0.0005% or more, 0.001% or more, and 0.002% or more.
  • the Re content is preferably 0.300% or less.
  • the Re content is more preferably 0.010% or less and 0.005% or less.
  • Hf 0.0001 to 0.300% Hf is an element effective for improving the corrosion resistance of hot stamping parts.
  • the Hf content is preferably 0.0001% or more.
  • the Hf content is more preferably 0.0005% or more, 0.001% or more, and 0.002% or more.
  • the Hf content is preferably 0.300% or less.
  • the Hf content is more preferably 0.010% or less and 0.005% or less.
  • the balance of the chemical composition of the base steel sheet of the hot stamping component according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • impurities include elements that are allowed from steel raw materials or scrap and / or that are mixed in the steelmaking process and are allowed as long as they do not impair the characteristics of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment.
  • the base steel sheet of the hot stamping component according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements in the range shown below instead of a part of Fe. Since the following optional elements do not have to be contained, the lower limit of the content is 0%. Further, even if the content is less than the lower limit of the following range, it does not adversely affect the characteristics and the like.
  • B 0.0002 to 0.0100%
  • B is an element having an effect of improving the hardenability of hot stamping during press molding or cooling after hot stamping of hot stamping, and improving the strength of hot stamping parts. Therefore, it may be contained as needed.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the base steel plate of the hot stamping component according to the present embodiment may contain V, Ti, Nb and / or Zr. These elements are elements that have the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of hot stamping parts by strengthening precipitation. When this effect is obtained, it is preferable to contain V: 0.005% or more, Ti: 0.005% or more, Nb: 0.010% or more, and / or Zr: 0.005% or more.
  • the content of even one of these elements is more than 0.500%, a large amount of carbonitride is generated and the ductility of the base steel sheet of the hot stamping component is lowered. Therefore, when it is contained, the content of V, Ti, Nb, and Zr is preferably 0.500% or less, respectively.
  • O is an element contained as an impurity in steel, for example.
  • O is an element that can form oxides and enhance corrosion resistance, while at the same time causing deterioration of the properties of hot stamped parts.
  • oxides present in the vicinity of the surface of a steel sheet cause surface defects.
  • the O content is preferably 0.0070% or less.
  • the O content is more preferably 0.0050% or less.
  • the O content is preferably 0.0001% or more from the economical cost on the refining limit.
  • the base steel plate of the hot stamping component according to the present embodiment may contain REM.
  • REM is an element that has the effect of refining inclusions in steel and improving the hydrogen embrittlement resistance of steel members after quenching.
  • the REM content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0002% or more, and 0.0200% or more.
  • the REM content is more preferably 0.2000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of lanthanoids such as Sc, Y and La, Nd, and the content of REM means the total content of these elements.
  • REM is added to molten steel using, for example, a Fe—Si—REM alloy, which alloys include, for example, La, Nd, Ce, Pr.
  • the chemical composition of the base steel plate of the hot stamping parts described above may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-heat conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the concentration (mass%) of the B1 element (corrosion resistance improving element) at a position 2.0 ⁇ m from the surface of the Al—Fe alloy plating layer toward the center of the plate thickness (thickness direction) is C. 2. Assuming that the concentration (mass%) of the B1 element (corrosion resistance improving element) at a position of 8.0 ⁇ m from the surface toward the center of the plate thickness (thickness direction) is C 8 , C 2 / C 8 is 1.1 or more and 4 It is preferably 0.0 or less. In this case, the effect of improving the coating adhesion (secondary adhesion) can be obtained.
  • C 2 / C 8 When C 2 / C 8 is smaller than 1.1, the potential near the surface of the Al—Fe alloy plating layer becomes relatively too small, so that the plating layer easily dissolves when immersed in warm water or the like, and secondary adhesion occurs. The effect of improving sex is not sufficiently obtained. On the other hand , when C 2 / C 8 is larger than 4.0, the potential near the surface of the Al—Fe alloy plating layer becomes relatively too large, so that it is easy to dissolve unevenly, and the secondary adhesion is also obtained. The improvement effect cannot be obtained sufficiently. It is more preferable that C 2 / C 8 is 1.5 or more and 3.0 or less.
  • the hot stamping parts according to this embodiment may be used for automobiles by changing the strength in the parts.
  • a steel plate called a tailored blank in which two or more steel plates are joined by welding or the like so as to have different strengths after hot stamping, may be used.
  • Various welding methods such as laser welding, seam welding, arc welding, and plasma welding can be considered, but the welding method is not particularly limited.
  • the hot stamping component according to the present embodiment may be manufactured without using a tailored blank. Further, the hot stamping component according to the present embodiment can also be obtained by hot stamping a patchwork blank in which two or more steel plates are joined by spot welding and stacked.
  • the hot stamping parts according to the present embodiment can be suitably manufactured.
  • the hot stamping parts according to the present embodiment are not particularly limited to the manufacturing method. That is, the hot stamping component having the above-described configuration is regarded as the hot stamping component according to the present embodiment regardless of the manufacturing conditions thereof.
  • the method for manufacturing hot stamp parts is (I) A process of hot-rolling a steel slab to obtain a hot-rolled steel sheet (hot-rolling process), and (II) The process of winding the hot-rolled steel sheet (winding process) and (III) Pickling step of hot-rolled steel sheet and (pickling step) (IV) A process of cold-rolling a hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet (cold rolling process), and (V) A step of continuously annealing and hot-dip aluminum plating a cold-rolled steel sheet (annealing step and hot-dip plating step), and (VI) A hot stamping process for heating and molding a hot-stamped steel sheet that has been plated with molten aluminum, To prepare for.
  • preferable conditions for each step will be described. Known conditions can be adopted for the conditions not described below.
  • Stepmaking process Prior to hot rolling, the chemical composition of the steel is adjusted in the steelmaking process so as to satisfy the chemical composition of the base steel sheet described above, and then this steel is made into a steel slab by continuous casting in the casting process. After heating the obtained steel slab to a temperature of, for example, 1300 ° C. or lower (for example, 1000 to 1300 ° C.), hot rolling is started, and hot rolling is completed at around 900 ° C. (for example, 850 to 950 ° C.). Then, a hot-rolled steel sheet is obtained.
  • a temperature of, for example, 1300 ° C. or lower for example, 1000 to 1300 ° C.
  • hot rolling is started, and hot rolling is completed at around 900 ° C. (for example, 850 to 950 ° C.).
  • a hot-rolled steel sheet is obtained.
  • the hot-rolled steel sheet after hot rolling is wound at a predetermined winding temperature CT.
  • the take-up temperature CT (hereinafter sometimes referred to simply as CT) is one of the important conditions for manufacturing hot stamping parts having excellent corrosion resistance after painting, and by controlling the take-up temperature in the hot rolling process. Excellent post-painting corrosion resistance is obtained after hot stamping.
  • Hot rolling is performed in an atmospheric atmosphere. Therefore, Fe scale is formed on the surface of the base steel sheet (hot-rolled steel sheet) before winding after hot rolling, and elements other than Fe that reach the surface of the base steel sheet are easily oxidized and Fe. A composite oxide scale of elements other than Fe and Fe is formed, and a subscale or the like is formed at the interface between the Fe scale and the base steel sheet.
  • the take-up temperature CT is performed at a low temperature of about 480 to less than 580 ° C. for the purpose of suppressing the formation of carbides that are formed in the base steel sheet and deteriorate the ductility of the material during cooling after winding. Often.
  • medium CT the take-up temperature CT in the temperature range of 580 to 780 ° C.
  • the corrosion resistance improving element (Group B element) contained in the base steel sheet is promoted to diffuse to the surface of the steel sheet, and after the winding is completed.
  • the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) in the surface layer of the base steel sheet is high.
  • the scale thickness formed by the completion of winding is thick, the scale thickness removed in the pickling treatment step described later is also large. As a result, the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) in the vicinity of the surface of the steel sheet after the scale is removed is significantly reduced as compared with that before the scale is removed.
  • the corrosion resistance improving element (group B element) contained in the base steel sheet is unlikely to diffuse to the surface of the steel sheet, and the winding is performed.
  • the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) on the surface layer of the base steel sheet after the completion of the removal is lower than that in the case of high CT. Since the scale thickness formed by the completion of winding is thin, the scale thickness removed in the pickling treatment step is also small, but the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) after the completion of winding is low, so after the scale is removed.
  • the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) on the surface of the base steel sheet is also low.
  • the take-up temperature CT to a preferable take-up temperature (580 to 780 ° C.: referred to as medium CT)
  • diffusion of the corrosion resistance improving element (group B element) to the surface of the base steel sheet is appropriately promoted.
  • the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) in the surface layer portion of the base steel sheet after the winding is completed is relatively high.
  • the scale thickness formed by the completion of winding is not as thick as the high CT, the scale thickness removed in the pickling treatment step is not large.
  • the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) on the surface of the base steel sheet after removing the scale is higher than that in either the case of high CT or low CT. Due to the high concentration of the element (Group B element) that improves the corrosion resistance after removing the scale in the pickling process, the corrosion resistance of the surface of the base steel sheet is improved even after the cold rolling step, hot dip plating step, and hot stamping step described later. The concentration of the element (group B element) increases. As a result, it is possible to have excellent post-painting corrosion resistance.
  • the winding temperature CT of the steel sheet is set to medium CT (580 to 780 ° C.).
  • the lower limit of the winding temperature CT of the steel sheet after hot rolling is preferably 610 ° C, more preferably 620 ° C.
  • the upper limit of the winding temperature CT of the steel sheet is preferably 770 ° C, more preferably 760 ° C.
  • the conditions for pickling the hot-rolled steel plate after winding are not particularly limited, and any method such as pickling with hydrochloric acid or pickling with sulfate may be used, but pickling with hydrochloric acid is better than pickling with sulfuric acid.
  • Pickling with hydrochloric acid is preferable because it is easy to suppress a decrease in the concentration of elements other than Fe on the surface. Further, by leaving a part of the composite oxide scale of Fe and an element other than Fe and the subscale generated at the interface between the Fe scale and the base material, the inside of the base material after the hot-dip aluminum plating treatment in the subsequent process is retained. , Oxide-containing regions can also be formed. Therefore, the pickling time is preferably 600 seconds or less.
  • the pickling time is preferably 10 seconds or more and 600 seconds or less. More preferably, it is 20 seconds or more and 400 seconds or less.
  • the concentration of the acid used is not particularly limited, but is preferably 5 to 20% by mass.
  • the treatment temperature is preferably 30 to 60 ° C. When the temperature is lower than 30 ° C., the reaction between the scale and the acid is difficult to proceed, and the Fe scale tends to remain. On the other hand, when the temperature exceeds 60 ° C., the function of oxidizing Fe becomes large and the function of removing scale is weakened. It is preferable to remove oxides such as FeO, Fe 2 O 3 and Fe 3 O 4 by pickling. The removal of these substances can be confirmed, for example, by analyzing the diffraction image of a transmission electron microscope.
  • Cold rolling process> (About cold rolling rate)
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled after a pickling treatment to become a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling ratio in the cold rolling can be, for example, 30 to 90%, preferably 40% or more and 70% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the above treatment is continuously annealed (recrystallized annealing) and hot-dip plated on a hot-dip plating line.
  • Annealing in the hot-dip plating line is performed by using a total reduction furnace using radiant tube heating, or an oxidation furnace generally called a Zendimia type annealing furnace, which is heated by combustion gas and a reduction furnace heated by radiant tube heating.
  • a reduction furnace or the like this embodiment is achieved in any type of heating furnace.
  • the annealing time becomes long and the productivity is not always high. Further, when the annealing time is long, the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) in the Al—Fe alloy plating layer after the plating step and the heating step at the time of hot stamping becomes insufficient, and the corrosion resistance after hot stamping becomes insufficient. It may not be possible to secure it. Therefore, the hot-dip plating process is performed after annealing. Further, when the Al—Fe alloy plating layer is formed by heating with laser light or the like, the phase tends to be uniform over a wide range.
  • the maximum plate temperature T max in the annealing step is preferably 700 to 900 ° C.
  • each corrosion resistance improving element (group B element) at the position t Q of t / 4 from the surface of the steel sheet toward the center of the plate thickness is ⁇ F Qi
  • it is preferable to satisfy the following formula. 1.00 ⁇ T max x ⁇ F Qi ⁇ 900 ⁇ F Qi is obtained by measuring the concentration (mass%) of each corrosion resistance improving element (group B element) at the position t Q of t / 4 from the surface by EPMA point analysis and summing these values.
  • the position tQ of t / 4 from the surface is selected with a low-magnification secondary electron image.
  • T max ⁇ ⁇ F Qi is less than 1.00, the concentration of the corrosion resistance improving element (group B element) in the Al—Fe alloy plating layer after the plating step and the heating step at the time of hot stamping becomes small, and the hot stamping occurs. Later corrosion resistance may decrease.
  • T max ⁇ ⁇ F Qi exceeds 900, the alloy cost, the cost required for heating, and the productivity become inferior, which is not preferable. Therefore, T max ⁇ ⁇ F Qi is preferably in the range of 1.00 to 900. T max ⁇ ⁇ F Qi is preferably 30 or more and 600 or less, more preferably 50 or more and 500 or less.
  • C 2 / C 8 is 1.1 or more and 4.0 or less as described above.
  • low-magnification secondary electron images are selected at positions 2.0 ⁇ m and 8.0 ⁇ m from the surface of the Al—Fe alloy plating layer in the same manner as the measurement at tQ . , Obtained by measuring the concentration by EPMA point analysis at the same position.
  • the annealing atmosphere is a log ( PH2O / PH2 ) which is a common logarithm of the value obtained by dividing the water vapor partial pressure PH2O by the hydrogen partial pressure PH2 . It is preferable that the atmosphere has an oxygen potential value of ⁇ 3.0 or more and 0.5 or less. The reason is that when the log ( PH2O / PH2 ) is less than -3.0, the easily oxidizing elements Mn and Si cannot be selectively oxidized and reduced, and in the post-process hot-dip plating process.
  • the time for setting the log ( PH2O / PH2 ) to ⁇ 3.0 or more and 0.5 or less within the range of 650 to 900 ° C. is 60 to 500 seconds.
  • the temperature range for controlling the oxygen potential is preferably in the range of 650 ° C or higher and 750 ° C or lower, and the annealing time in this temperature range is 60 seconds or longer. It is preferably 500 seconds or less. If the annealing time is less than 60 seconds, a large amount of oxide remains on the surface of the steel sheet, so that the wettability of the components of the plating bath is insufficient in the hot-dip plating process in the subsequent step. As a result, plating defects may occur.
  • the annealing time exceeds 500 seconds, the wettability of the components of the plating bath becomes insufficient in the hot-dip plating treatment in the subsequent step due to the presence of the oxide of the easily oxidizing element. As a result, plating defects may occur. Furthermore, there is concern that productivity will decline.
  • the cold-rolled steel sheet after annealing is subjected to hot-dip plating (hot-dip aluminum plating) to obtain a hot-dip plated steel sheet.
  • the plating bath in the hot-dip plating treatment is, for example, 80% or more and 97% or less Al, 0% or more and 15% or less Si, and 0 in mass%. % Or more and 5% or less Zn, 0% or more and 5% or less Fe, and a total of one or more selected from the group consisting of 0% or more and 3% or less of Mg, Ca, Sr and Li, and impurities.
  • An aluminum-plated steel plate is manufactured using a bath containing 100% of the iron.
  • Si contained in the plating layer of the aluminum-plated steel sheet affects the reaction between Al and Fe that occurs during hot stamp heating. If Al and Fe react excessively in the heating step during hot stamping, the press formability of the Al—Fe alloy plating layer itself may be impaired. On the other hand, if such a reaction is excessively suppressed in the heating step during hot stamping, Al may adhere to the press die.
  • the Si content in the molten aluminum bath is preferably 0% or more and 15.0% or less.
  • Mg, Ca, Sr, Li In order to improve the oxidation resistance of the plating layer, it is possible to contain at least 3.0% or less of any one of magnesium (Mg), calcium (Ca), strontium (Sr) and lithium (Li), and in particular, melting. It is preferable that at least one of Mg, Ca, Sr and Li is contained in the aluminum bath in a total amount of 0.01% or more and 3.0% or less. When the total content of Mg, Ca, Sr and Li in the plating layer is 0.01% or more, the effect of improving the oxidation resistance of the plating layer can be obtained. The total content of Mg, Ca, Sr and Li is more preferably 0.05% or more.
  • the total content may be 0%. Further, in order to form an oxide layer composed of an Al oxide and an oxide of Mg and / or Ca, Mg and / or Ca may be contained. On the other hand, when the total content of Mg, Ca, Sr and Li exceeds 3.0%, the problem of non-plating may occur during the hot-dip plating process due to the formation of excess oxide.
  • the total content of Mg, Ca, Sr and Li is more preferably 1.0% or less.
  • Zinc (Zn) may be contained in the plating bath in order to improve the sacrificial anticorrosion property of the plating layer.
  • Zinc (Zn) When exposed to rainwater or salt water in a part where the ground iron is exposed, such as a cut surface, the potential of Zn is lower than that of the ground iron, so the base metal is corroded by dissolving instead of the ground iron. It becomes possible to prevent.
  • the Zn content in the hot-dip plating bath is preferably 0% or more and 5.0% or less.
  • Iron (Fe: 0 to 5.0%) may be contained in the plating bath in order to ensure the plating adhesion of the aluminum-plated steel sheet.
  • Fe Iron
  • the Fe content in the hot-dip plating bath is preferably 0% or more and 5.0% or less, including iron that is continuously immersed in the steel sheet in the bath or melted from the equipment or container existing in the bath.
  • the hot-dip plating bath contains the above-mentioned components, Al and impurities so as to be 100% in total.
  • the amount of adhesion of the aluminum plating layer is not particularly limited, but is preferably 20 g / m 2 or more and 130 g / m 2 or less per one side of the steel sheet, for example. If the adhesion amount is less than 20 g / m 2 , the corrosion resistance after hot stamping may be insufficient. More preferably, it is 30 g / m 2 or more.
  • the amount of adhesion of the aluminum plating layer is more preferably 100 g / m 2 or less.
  • a sodium hydroxide-hexamethylenetetramine / hydrochloric acid peeling weight method can be mentioned. 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.
  • the mixture is sequentially immersed in an aqueous solution of sodium hydroxide and an aqueous solution of hydrochloric acid to which hexamethylenetetramine is added, soaked until the foaming caused by the dissolution of the plating subsides, immediately washed with water, and the weight w 2 is measured again (g).
  • the amount of adhesion (g / m 2 ) of the aluminum plating layer can be obtained from (w 1 ⁇ w 2 ) / S.
  • Hot stamping parts can be obtained by hot stamping the aluminum-plated steel sheet obtained through the above steps.
  • Hot stamping is one of the important steps in manufacturing hot stamping parts having excellent corrosion resistance after painting, and this step controls the concentration of corrosion resistance improving elements (group B elements) in the Al—Fe alloy plating layer. This makes it possible to obtain hot stamped parts having excellent corrosion resistance after painting.
  • the aluminum-plated steel sheet obtained above is heated to 850 ° C. or higher under predetermined heating conditions, and then rapidly cooled at an average cooling rate of 30 ° C./sec or higher by a mold and simultaneously molded. It is possible to manufacture hot stamp parts having excellent corrosion resistance after painting.
  • the heating conditions when the time from room temperature to 600 ° C. during hot stamp heating is t 1 (seconds) and the time from exceeding 600 ° C.
  • t 2 (seconds), the following formula is used.
  • the corrosion resistance improving element group B element
  • the corrosion resistance after coating is not improved because the transfer of the corrosion resistance improving element (Group B element) to the alloy plating layer is insufficient.
  • t 2 exceeds 20 ⁇ t 1 , alloying proceeds too much and plating peeling increases, which is not preferable in ensuring plating adhesion.
  • the total concentration of each corrosion resistance improving element (group B element) at the t / 4 position t Q of the base steel sheet exceeds ⁇ F Qi and 600 ° C., and the time from exceeding 600 ° C. to the extraction into the heating furnace. It is more preferable that t 2 satisfies the following formula (2).
  • the corrosion resistance improving element (Group B element) may not be sufficiently diffused into the Al—Fe alloy plating layer, and the corrosion resistance may not be sufficiently improved.
  • the heating method at the time of hot stamping it is possible to use a heating method using a normal electric heater or a heating method using radiant heat such as a far infrared ray, a middle infrared ray, and a near infrared ray method.
  • the maximum temperature of the plate reached is 850 ° C. or higher.
  • the first reason is to heat the steel sheet to the austenite region and then quench it.
  • the second reason is that Fe is sufficiently diffused to the surface of the aluminum-plated steel sheet to promote the alloying of the Al—Fe alloy plated layer.
  • the maximum temperature reached during hot stamping is preferably 870 ° C. or higher.
  • the upper limit of the maximum temperature of the aluminum-plated steel sheet during hot stamp heating is not particularly limited, but the maximum temperature of the plate is 1050 ° C or less from the viewpoint of durability of the heater and the heating furnace body. It is preferable to do so.
  • the maximum temperature reached during hot stamping is more preferably 1000 ° C. or lower.
  • the heated aluminum-plated steel sheet is placed between, for example, a pair of upper and lower molding dies and press-molded, and then rapidly cooled during the press to form a desired shape.
  • quenching can be performed by contact cooling with the molding die, and hot stamped parts can be obtained.
  • the cooling rate during such cooling is preferably 30 ° C./sec or more so that at least a part of the structure of the base steel plate of the hot stamping component contains the martensite phase or the bainite phase.
  • This cooling rate is the start temperature of forced cooling using the mold (that is, the plate temperature of the material when the mold and the material are first contacted) and the end temperature (that is, when the mold and the material are separated). It is a value obtained by dividing the difference from the plate temperature of the material) by the time for which forced cooling is performed, and is a so-called average cooling rate.
  • a more preferable cooling rate is 50 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but the cooling rate can be, for example, 1000 ° C./sec or less.
  • a more preferable cooling rate is 500 ° C./sec or less.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one condition example. Not limited.
  • the present invention may adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Aluminum-plated steel sheet> Using steel pieces having the chemical composition shown in Table 1-1 and Table 1-2 (the balance is Fe and impurities), after heating and hot rolling, winding is performed at the temperature shown in Table 2, and then the acid.
  • a plated steel sheet having a plate thickness of 0.5 to 3.5 mm was manufactured by washing, cold rolling, continuous annealing, and continuous hot-dip aluminum plating.
  • the finish rolling completion temperature during hot rolling was 800 to 1000 ° C.
  • the cumulative rolling reduction in cold rolling was 30 to 80%.
  • the maximum reaching plate temperature T max was set to 700 to 900 ° C
  • the temperature of the aluminum plating bath was set to 660 to 690 ° C.
  • the annealing parameter T max ⁇ ⁇ F Qi the annealing atmosphere log ( PH2O / PH2) in the range of 650 to 900 ° C.
  • the log ( PH2O / PH2 ) in the range of 650 to 900 ° C. are -3.
  • the time for setting the value from 0.0 to 0.5 is as shown in Table 5-1 and Table 5-2.
  • the composition of the plating bath is as shown in Table 3.
  • the amount of plating adhered was adjusted by a wiping treatment so as to be 40 g / m 2 to 160 / m 2 on both sides. Aluminum-plated steel sheets were manufactured from these.
  • ⁇ Hot stamp parts> The manufactured aluminum-plated steel sheet is cut into 300 mm ⁇ 220 mm, and the ambient temperature of the heating furnace is set from 870 ° C to 980 ° C so as to meet the hot stamp heating conditions shown in Table 4, Table 5-1 and Table 5-2, and from room temperature.
  • the time up to 600 ° C. was defined as t1 in units of seconds, and the time from exceeding 600 ° C. to extraction in the heating furnace was defined as t2 in units of seconds.
  • the atmosphere gas was a mixed gas of O 2 and N 2 .
  • the atmospheric temperature was changed during heating as necessary.
  • the product was cooled with a mold at a cooling rate of 40 ° C./sec or higher, and the holding time at bottom dead center was 8 seconds, so that hot stamping was performed to obtain hot stamped parts.
  • the thickness of the Al—Fe alloy plating layer, the Al concentration, the type and concentration of group B elements including C max , and the types and concentrations of other contained elements, and the Fe—Al alloy plating layer When an intermetallic compound was contained, the type and the thickness of the oxide layer composed of Al oxide and Mg and / or Ca oxide were measured for C 2 / C 8 by the method described above. In addition, the coverage of the Al—Fe alloy plating layer in the surface area of the steel sheet was also determined. The results are shown in Table 5-3 and Table 5-4.
  • the corrosion resistance after painting was evaluated by the following method.
  • the flat surface portion of the hot stamped part to which the electrodeposition coating film having a thickness of 20 ⁇ m is applied has a length. It was linearly processed to reach a ground iron with a width of 70 mm and a width of 1 mm. After that, it was subjected to a cycle corrosion test (salt spraying 2 hours, drying 4 hours, wetting 2 hours) specified in JASO M609 established by the Society of Automotive Engineers of Japan.
  • the sample was taken out, divided into 7 parts every 10 mm in length of the wound, and the maximum width per side of the rust spread on both sides of the wound was measured. The average value of 7 places was calculated, and the corrosion resistance after painting was evaluated according to the following criteria.
  • the plating adhesion was evaluated as follows. The test was carried out according to the tensile test method described in JIS H 8504: 1999, and the plating adhesion was evaluated according to the following criteria according to the degree of peeling. After the tensile test at each elongation rate, the adhesive tape specified in JIS Z 1522: 2009 was attached to the area of 2 cm 2 near the center of the parallel part of the plate, and when it was peeled off rapidly and strongly, the above 2 cm 2 was applied. Of these, if 1 cm 2 or more and a part of the sample adhered to the adhesive tape, it was considered that there was peeling, and if it was less than 1 cm 2 , there was no peeling. [Evaluation criteria] A: No peeling at 2% elongation B: Peeling at 2% elongation, no peeling at 1% elongation C: Peeling at 1% elongation
  • the secondary adhesion was evaluated as follows.
  • the sample was subjected to phosphorylation treatment by dipping treatment by a method described in, for example, Japanese Industrial Standards (JIS) K 3151-1996, electrodeposition coating with a thickness of 10 ⁇ m was applied, and the sample was baked at 170 ° C. for 15 minutes. Then, it is immersed in deionized water at 50 ° C. for 360 hours, and then 100 pieces of gobans at 1 mm intervals are cut with a cutter, and the number of peeled parts of the gobans is visually measured to determine the area of the peeled parts. The rate was calculated. Scores were given based on the calculated area rule. (Score) A: Peeling area 0% or more and less than 5% B: Peeling area 5% or more and less than 20% C: Peeling area 20% or more and 100% or less
  • Tables 5-1 to 5-4 The above results are shown in Tables 5-1 to 5-4. According to Tables 5-1 to 5-4, it can be seen that Examples A1 to A49 of the present invention have excellent plating adhesion and excellent corrosion resistance even when exposed to a corrosive environment for a long time. .. On the other hand, in Comparative Examples a1 to a12 of Tables 5-1 to 5-4, it can be seen that one or more of the corrosion resistance after painting and the plating adhesion did not satisfy the acceptance criteria.
  • a hot stamping component capable of obtaining excellent plating adhesion and excellent corrosion resistance even when exposed to a corrosive environment for a long period of time, and a hot stamping component thereof can be obtained.
  • a steel plate for stamping can be provided.
  • a hot stamping component having excellent corrosion resistance can be obtained, which contributes to weight reduction of an automobile body and improvement of collision safety.

Abstract

このホットスタンプ部品は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に形成されたＡｌ－Ｆｅ合金めっき層と、を有し、前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層は、厚みが１０．０μｍ以上であり、質量％で、３０％以上のＡｌと、耐食性向上元素であるＷ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｓｅ，Ｒｅ，Ｈｆからなる群から選択される１種または２種以上と、を含有し、前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から前記ホットスタンプ部品の板厚中心部方向へ８．０μｍまでの範囲において、最大濃度が前記耐食性向上元素のうち最大となる元素をＢ１元素、前記Ｂ１元素の前記最大濃度をＣｍａｘとし、前記ホットスタンプ部品の板厚をｔ、前記ホットスタンプ部品の表面から前記板厚中心部方向へｔ／４の位置をｔＱとし、前記ｔＱの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣＱとした場合に、Ｃｍａｘ／ＣＱが０．０５以上３０．００以下である。

Description

ホットスタンプ部品
　本発明は、ホットスタンプ部品に関する。
　本願は、２０２０年０８月２０日に、日本に出願された特願２０２０－１３９２５７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要請が高まっており、この要請は、様々な製造業に対して影響を与えている。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く、車体の軽量化などによる燃費の向上等が求められている。しかしながら、自動車では単に車体の軽量化を行うことは安全性の低下につながる可能性があるので、製品品質上許されない。そのため、車体の軽量化を行う場合には、適切な安全性を確保する必要がある。
　自動車の構造の多くは、鉄、特に鋼板により形成されており、鋼板の重量を低減することが、車体の軽量化にとって重要である。また、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。このような要請に対し、単に鋼板の重量を低減するのであれば、鋼板の板厚を薄くすることが考えられる。しかしながら、鋼板の板厚を薄くすることは、構造物の強度の低下につながるので好ましくない。そのため、近年、鋼板の機械的強度を高めることにより、それ以前に使用されていた鋼板より薄くしても鋼板によって構成される構造物の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。
　一般的に、高い機械的強度を有する鋼板は、曲げ加工等の成形加工において、形状凍結性が低下する傾向にある。そのため、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「ホットスタンプ法（熱間プレス法、ホットプレス法、高温プレス法、ダイクエンチ法ともいう場合がある）」が挙げられる。このホットスタンプ法では、成形対象である材料を高温に加熱し、加熱により軟化した鋼板に対してプレス加工を行って成形し、成形と同時または成形後に冷却する。このホットスタンプ法によれば、材料を一旦高温に加熱して軟化させるので、その材料を容易にプレス加工することができる。更に、成形時または成形後の冷却による焼入れ効果により、材料の機械的強度を高めることができる。従って、このホットスタンプ法により、良好な形状凍結性と高い機械的強度とを有した成形品が得られる。
　しかしながら、このホットスタンプ法を鋼板に適用した場合、耐食性（例えば塗装後耐食性）を必要とする部材等では、加工後に部材表面へ防錆処理や金属被覆をする必要がある。そのため、部材への表面清浄化工程、表面処理工程などが必要となり、生産性が低下する。
　このような課題に対し、特許文献１には、鋼の表面に、Ａｌを主体としＭｇとＳｉとを含有するＡｌ系金属被覆を有する、ホットプレス用アルミ系めっき鋼板が記載されている。
　特許文献２には、ホットスタンプ用鋼板の表面の組成が規定されており、鋼の表面のＡｌ－Ｆｅ合金層表面のＡｌＮ量が０．０１～１ｇ／ｍ２であることが記載されている。
　特許文献３には、鋼板の表面に、Ａｌ－Ｆｅ金属間化合物層を有し、更にその表面に酸化膜を有し、鋼板とＡｌ－Ｆｅ金属間化合物層との間にＡｌを有するｂｃｃ層がある自動車部材が記載され、ホットスタンプ後のＡｌ－Ｆｅ合金層表面の酸化膜厚みが記載されている。この特許文献３では、酸化膜が所定の厚みとなるようアルミめっき鋼板を加熱することにより、表層までＡｌ－Ｆｅ合金層を形成させ、かつ、電着塗装後の塗膜欠陥や密着性低下を抑制して、塗装後耐食性を確保することが記載されている。
　しかしながら、近年、塗装後耐食性に対して要求される水準がより高度になっており、特許文献１に記載のホットプレス用アルミ系めっき鋼板では、そのような高い要求に対しては、塗装後耐食性が必ずしも十分ではない。また、特許文献１に記載のホットプレス用アルミ系めっき鋼板では、最表面の組成や構造に関して規定されておらず、最表面の組成や構造と塗装後耐食性との関係が明らかになっていない。
　特許文献２では、Ａｌ－Ｆｅ合金層の表面のＡｌＮ量を所定の範囲とすることで、塗装後耐食性にある程度の改善がみられるが、更なる改善の余地がある。
　また、特許文献３に記載のように、Ａｌ－Ｆｅ合金層の構造や厚みを制御したとしても、近年要求される高い水準に対して塗装後耐食性が必ずしも十分ではない。この原因は、酸化膜と化成処理剤との反応性低下による化成処理剤付着量の減少などである可能性がある。
日本国特開２００３－０３４８４５号公報 日本国特開２０１１－１３７２１０号公報 日本国特開２００９－２９３０７８号公報
　上述のように、従来の技術では、ホットスタンプ部品の塗装後耐食性を十分に確保できないという課題があった。本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、めっき密着性及び塗装後耐食性に優れるホットスタンプ部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、加工後に部材表面へ防錆処理や金属被覆を行わない製造方法を前提として、ホットスタンプ部品の塗装後耐食性を向上させる方法について検討を行った。その結果、ホットスタンプに供するアルミめっき鋼板の母材に耐食性向上元素を含有させ、この耐食性向上元素を、ホットスタンプの加熱によって形成されるＡｌ－Ｆｅ合金めっき層に所定の濃度分布を有するように拡散させることで、塩水等の腐食因子に対してＡｌ－Ｆｅ合金めっき層が従来よりも溶解しにくくなったり、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が一部溶解した後に強固で緻密な腐食生成物がＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面に生成したりすること、また、その結果として、塗装後耐食性に優れるホットスタンプ部品を製造することが可能となることを見出した。
　また、耐食性向上元素をＡｌ－Ｆｅ合金めっき層中で所定の濃度分布となるように制御するためには、母材を製造する熱延工程およびホットスタンプ工程における製造条件を適切に制御することによって、めっき完了時までに冷延鋼板表面に特定の元素を濃化させ、その状態でホットスタンプを行うことが重要であることを知見した。
　上記知見に基づいてなされた本発明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品は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に形成されたＡｌ－Ｆｅ合金めっき層と、を有するホットスタンプ部品であって、前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層は、厚みが１０．０μｍ以上であり、質量％で、３０％以上のＡｌと、耐食性向上元素であるＷ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｓｅ，Ｒｅ，Ｈｆからなる群から選択される１種または２種以上と、を含有し、前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から前記ホットスタンプ部品の板厚中心部方向へ８．０μｍまでの範囲において、最大濃度が前記耐食性向上元素のうち最大となる元素をＢ１元素、前記Ｂ１元素の前記最大濃度をＣｍａｘとし、前記ホットスタンプ部品の板厚をｔ、前記ホットスタンプ部品の表面から前記板厚中心部方向へｔ／４の位置をｔＱとし、前記ｔＱの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣＱとした場合に、Ｃｍａｘ／ＣＱが０．０５以上３０．００以下である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ部品は、前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が１種または２種以上の金属間化合物で構成されていてもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ部品は、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ　：０．０３～０．６０％、Ｓｉ：０．００５～２．００％、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ　：０．００１～０．１００％、Ｓ　：０．０００１～０．１００％、Ａｌ：０．０１０～０．５００％、及び、Ｎ　：０．００１～０．０１０％、並びに、Ｗ　：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．００５～２．００％Ｓｂ：０．００５～０．３０％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｃｒ：０．００５～２．００％、Ｃｏ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｔａ：０．０００１～０．３００％、Ｃａ：０．０００１～０．３００％、Ｍｇ：０．０００１～０．３００％、Ｓｒ：０．０００１～０．３００％、Ｓｅ：０．０００１～０．３００％、Ｒｅ：０．０００１～０．３００％、及びＨｆ：０．０００１～０．３００％、からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有してもよい。
（４）上記（３）に記載のホットスタンプ部品は、前記母材鋼板の前記化学組成が、更に、質量％で、Ｂ：０．０００２～０．０１００％、Ｖ：０．００５～０．５００％、Ｔｉ：０．００５～０．５００％、Ｎｂ：０．０１０～０．５００％、Ｚｒ：０．００５～０．５００％、Ｏ：０．０００１～０．００７０％、及びＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のホットスタンプ部品は、前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から前記板厚中心部方向へ２．０μｍの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣ２とし、前記表面から前記板厚中心部方向へ８．０μｍの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣ８とすると、Ｃ２／Ｃ８が１．１以上４．０以下であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、長時間腐食環境に曝された場合であっても優れためっき密着性及び塗装後耐食性を有する、ホットスタンプ部品を提供することができる。
　このホットスタンプ部品は、自動車用部品として好適である。
　以下、本発明の好適な実施の一形態に係るホットスタンプ部品（本実施形態に係るホットスタンプ部品）について詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ部品の限定理由について説明する。
　以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。ただし、「未満」または「超」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。
　＜ホットスタンプ部品＞
　本実施形態に係るホットスタンプ部品は、母材鋼板と、母材鋼板上に形成されたＡｌ－Ｆｅ合金めっき層と、を有する。
（Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層について）
　本実施形態に係るホットスタンプ部品において最も重要なＡｌ－Ｆｅ合金めっき層について、詳細に説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品が有するＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みは、１０．０μｍ以上である。Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みが１０．０μｍ未満である場合には、塗装後耐食性が低下する。Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みは、好ましくは１５．０μｍ以上、より好ましくは２０．０μｍ以上である。
　一方、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みの上限は限定されるものではないが、厚みが６０．０μｍを超える場合には、めっき層が厚いためにホットスタンプ成形時にめっきが金型から受けるせん断力や圧縮変形時の応力が大きくなる。この場合、めっき層が剥離しやすくなり、塗装後耐食性が低下することが懸念される。そのため、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みは、６０．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは５５．０μｍ以下、さらに好ましくは５０．０μｍ以下である。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ部品のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層は、Ａｌと、Ｆｅと、耐食性向上元素である「Ｗ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｓｅ，Ｒｅ，Ｈｆ」（Ｂ群元素）から選択される１種または２種以上と、を含有する。さらに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ等の元素を含有してもよい。Ｌｉ、Ｚｎを含有してもよい。
　また、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層におけるＡｌ含有量は、３０質量％以上である。Ａｌ含有量とＦｅ含有量との合計は８０質量％以上であることが好ましい。耐食性向上元素は、合計含有量（質量％）で、０．００５～８．０％であることが好ましい。より好ましくは、０．００５％超、８．０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１０～８．０％である。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層は、１種または２種以上の金属間化合物を含むことが好ましく、実質的に１種または２種以上の金属間化合物と不可避的に含有される不純物とからなることがより好ましい。
　具体的なＡｌ－Ｆｅ合金めっき層を構成する金属間化合物としては、例えば、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ（規則ＢＣＣとも呼ばれる。）、α－Ｆｅ（不規則ＢＣＣとも呼ばれる。）、Ａｌ固溶α－Ｆｅや、これら組成にＳｉが固溶したもの、更には、詳細な化学量論組成は特定出来ない場合があるがＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉの３元合金組成等（１２種類のτ１～τ１２が特定されており、特にτ５は、α相とも呼ばれ、τ６は、β相とも呼ばれる。）を挙げることができる。
　また、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層に含まれる不純物としては、例えば、溶融めっき時の溶融めっき設備として一般に使用されるステンレス、セラミック、及びこれら素材への溶射皮膜などの成分が挙げられる。
　耐食性向上元素（Ｂ群元素）は、金属間化合物に固溶あるいは置換して存在する。
　ホットスタンプ前に母材に含有されていた耐食性向上元素（Ｂ群元素）がホットスタンプ後にＡｌ－Ｆｅ合金めっき層に含有される理由は必ずしも明らかではないが、上記合金めっき層の粒界を固相中拡散したり、あるいは液相を経由したりすることで、熱力学的安定性を求めてＡｌ－Ｆｅ合金めっき層中あるいはＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の最表面まで拡散するものと推定される。本発明者らが検討を行った結果、母材に含有させる代わりにめっき浴に同程度のＢ群元素を添加しても、必ずしも本実施形態に係るホットスタンプ部品とＢ群元素の存在状態は同様にはならないことも分かった。
　Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が、上記の金属間化合物を含むことは、透過型電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＦＥ－ＴＥＭ）の制限視野電子線回折機能およびＥＤＳ機能を用いることで確認できる。具体的には、板厚方向に沿ったホットスタンプ部品の断面を、試料が１００ｎｍ程度の厚さになるように加工した後、表面から板厚中心部方向へ８．０μｍまでの範囲において、ＦＥ－ＴＥＭで測定した際に、上記化合物の回折像が検出された場合、その地点には該金属間化合物が有るものと判断できる。上記測定で結晶に由来する回折像が測定されなかった場合でも、同地点においてＥＤＳ機能を用いて解析することで、各元素の比率から化合物を特定することができる。また、上記の要領でランダムに５地点を測定し、いずれの地点にも金属間化合物が存在する場合、本実施形態では、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が実質的に１種または２種以上の金属間化合物で構成されていると判断する。
　さらに、塗装後耐食性への影響が大きいＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面からホットスタンプ部品の板厚中心部方向へ８．０μｍまでの範囲（厚み）において、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層中の耐食性向上元素（Ｂ群元素）のうち、最大濃度が最も大きくなる元素をＢ１元素とし、このＢ１元素の上記範囲における最大濃度をＣｍａｘ（％）、ホットスタンプ部品の板厚をｔ、ホットスタンプ部品の表面から板厚中心部方向へｔ／４の位置をｔＱとして、ｔＱの位置におけるＢ１元素（表面から８μｍの範囲において最大濃度が最も大きい耐食性向上元素）の濃度（含有量）をＣＱ（％）とした場合、Ｃｍａｘ／ＣＱを０．０５以上３０．００以下とすることで塗装後耐食性が向上する。
　この理由は定かではないが、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層内において、耐食性向上元素（Ｂ群元素）のＣｍａｘ／ＣＱが０．０５以上となる場合、耐食性向上元素（Ｂ群元素）が腐食に対して比較的安定となり、腐食環境におけるＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の溶解速度が低減されると推定される。さらには、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層から溶解した耐食性向上元素（Ｂ群元素）により、それ以上のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の溶解を妨げる効果が得られる上、溶解した耐食性向上元素（Ｂ群元素）が、腐食環境中の水酸化物イオンや塩化物イオンと結合して生成する化合物である腐食生成物（錆）を安定化させるからであると考えられる。
　一方で、Ｃｍａｘ／ＣＱが３０．００超の場合には、表面での化成処理液や電着塗膜用の処理液に対する反応性が低下することにより、腐食試験の過程で電着塗膜が剥離しやすくなって塗装後耐食性が低下する。
　また、Ｃｍａｘ／ＣＱを０．０５以上とすることで、めっき密着性も向上する。理由は定かではないが、耐食性向上元素（Ｂ群元素）によりＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の電気的な偏りである極性が変化することで物理的・化学的結合が強固になり、剥離に対する耐性が向上するためと考えられる。
　Ｂ１元素となる耐食性向上元素（表面から板厚中心部方向へ８．０μｍまでの範囲において、最大濃度が最も大きくなる元素）としては、塗装密着性（二次密着性）に優れるという理由で、Ｗ、Ｓｎ、Ｃｕであることが好ましい。
　ホットスタンプ部品の耐食性向上元素（Ｂ群元素）のＣｍａｘ及びＣＱは以下の方法により分析する。
　ホットスタンプ部品の、端面（素材とした鋼板の幅方向及び圧延方向の端面）から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　上記サンプルを樹脂に埋め込み、研磨した後に、板厚断面の層構造を、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、表面（Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面）から板厚方向に向かって８．０μｍにわたって直線状に、０．５μｍおきに１７か所（表面、表面から０．５μｍ、表面から１．０μｍ、．．．表面から８．０μｍ）で、Ａｌ濃度、Ｆｅ濃度、および各耐食性向上元素（Ｂ群元素）濃度を点分析で測定し、Ａｌ濃度（Ａｌ含有量）とＦｅ濃度（Ｆｅ含有量）との合計が８０％以上となった位置の中で、最大濃度が、上記耐食性向上元素（Ｂ群元素）のうちで最も大きくなる元素（Ｂ１元素）の、最大濃度をＣｍａｘとする。また、上記１７点における平均のＡｌ濃度をＡｌ－Ｆｅ合金めっき層中のＡｌ濃度とする。
　また、ＣＱは以下の方法で測定する。
　上記サンプルを用いて、表面から板厚中心部方向へ向かって板厚ｔの１／４の位置（ｔ／４の位置）ｔＱにおいて、ＥＰＭＡを用いて、Ｂ群元素（特にＢ１元素）の濃度を点分析で測定することにより求める。
　Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みは、以下の方法で測定する。
　めっき層の厚み方向が観察できるように試料を採取し、樹脂で埋込み、研磨した試料を、ＥＰＭＡを用いてＡｌ濃度およびＦｅ濃度を点分析により、部品表面から板厚中心部へ向かって測定する。位置ｔＱにおけるＡｌ濃度の０．９倍から１．１倍の範囲内に最初になった板厚位置を鋼板とめっき層との界面と判断し、ＥＰＭＡの二次電子像あるいは反射電子像において、この界面と部品表面との距離をＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚みとすればよい。
　ホットスタンプ部品としての耐食性を確保するため、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層は、面積率で、表面の９０％以上を覆っている（被覆率が９０％以上である）ことが好ましい。
（酸化物層について）
　本実施形態に係るホットスタンプ部品では、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面に、更に、Ａｌ酸化物とＭｇ及び／又はＣａの酸化物とからなり、厚みが０．０５μｍ以上３．０μｍである酸化物層を有することが、塗装密着性(二次密着性)向上の点で好ましい。Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面に、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物を含む酸化物層が形成されることで、化成皮膜の形成が促進されるので、塗装密着性が向上する。Ｍｇの酸化物はＭｇとＡｌとの複合酸化物でもよく、Ｃａの酸化物はＣａとＡｌとの複合酸化物でもよい。
　酸化物層の厚みが０．０５μｍ未満である場合には、上記のような効果は得られず、酸化物層の厚みが３．００μｍを超える場合には、酸化物層の密着性が低下して、後に形成される電着塗膜の剥離を招く場合があるので好ましくない。
　ここで言う、Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物を含む酸化物層は、ＭｇとＣａとを合計で２質量％以上含有する層である。
　Ｍｇ及び／又はＣａの酸化物からなる酸化物層の厚み及び組成の特定方法としては、前述したものと同様、めっきを断面研磨した後にエッチングを実施せずに、得られた断面をＥＰＭＡで観察し、表面と垂直に、線上に連続的に元素分析し、Ｍｇ及び／又はＣａが合計で２質量％以上である領域の厚み（表面からの距離）から求める方法が挙げられる。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品に関し、母材及びＡｌ－Ｆｅ合金めっき層については、以上述べた通りであるが、ホットスタンプ部品は、自動車用部品として使用される際には、後に、溶接、化成処理、電着塗装等の各種の処理を経て、最終製品となる。
（母材鋼板について）
　本実施形態に係るホットスタンプ部品は、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層に大きな特徴があり、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、母材鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．６０％、Ｓｉ：０．００５～２．００％、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．００１～０．１００％、Ｓ：０．０００１～０．１００％、Ａｌ：０．０１０～０．５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％以下、及び耐食性向上元素（Ｂ群元素：Ｗ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｓｅ，Ｒｅ，Ｈｆ）の１種または２種以上、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることが好ましい。
　以下、ホットスタンプ部品の母材鋼板の各元素の好ましい範囲及びその理由について詳細に説明する。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　Ｃ：０．０３～０．６０％
　Ｃは、ホットスタンプ後のホットスタンプ用鋼板（ホットスタンプ部品）の強度に大きく影響する元素である。Ｃ含有量が低いと、ホットスタンプ部品の強度が低くなり、衝突時のエネルギー吸収量が小さくなる。そのため、Ｃ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは、０．０４％以上である。
　一方、Ｃ含有量が高いと、ホットスタンプ部品の強度が高くなりすぎて、衝突時の変形時に割れが生じる場合がある。そのため、Ｃ含有量は０．６０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは、０．４０％以下、０．３５％以下である。
　Ｓｉ：０．００５～２．００％
　Ｓｉは、固溶強化型の合金元素であり、ホットスタンプ部品の強度を確保するために必要な元素である。Ｓｉ含有量が著しく低い場合には、この効果を得ることができないので、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは、０．０１％以上、０．０２％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、表面スケールの問題が生じる。すなわち、熱間圧延時に生成するスケールを酸洗した後に、表面凹凸に起因した模様が発生して、表面外観が劣位となる。また、鋼板表面にめっき処理を行う場合は、Ｓｉ含有量が高いとめっき性が劣化する。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、１．００％以下、０．６０％以下である。
　Ｍｎ：０．１０～３．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、ホットスタンプ部品の強度を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、ホットスタンプ部品において十分な強度を得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは、０．２０％以上、０．４０％以上、０．７０％以上、１．００％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えても上記効果が飽和する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは、２．８０％以下、２．６０％以下である。
　Ｐ：０．００１～０．１００％
　Ｐは、固溶強化型の合金元素であり、ホットスタンプ部品の強度を向上させるために有用な元素である。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす。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、０．０２０％以下である。
　Ｓ：０．０００１～０．１００％
　Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響してホットスタンプ用鋼板の延性を劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．１００％以下に制限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、０．０５０％以下、０．００８％以下、０．００５％以下である。
　一方、Ｓ含有量を過度に低減すると脱硫工程の製造コストが増加する。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
　Ａｌ：０．０１０～０．５００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われる元素である。溶鋼を十分に脱酸させるために、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上、０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、非金属介在物が多く形成され、製品に表面疵が発生しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．１００％以下、０．０６０％以下である。
　Ｎ：０．００１～０．０１０％
　Ｎは不純物として鋼中に含有される元素であり、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると窒化物の粗大化により、ホットスタンプ用鋼板の延性が劣化する場合がある。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下に制限することが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは、０．００８％以下、０．００６％以下である。
　一方、Ｎ含有量を過度に低減すると製鋼工程の製造コストが増加する。そのため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　耐食性向上元素（Ｂ群元素）
　以下、耐食性向上元素（Ｂ群元素）であるＷ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｓｅ，Ｒｅ，Ｈｆについて詳細に説明する。耐食性向上元素（Ｂ群元素）は、１種または２種以上を下記に示す範囲で含むことが好ましいが、Ｂ群元素の含有量の合計は１０．００％以下とすることが好ましい。Ｂ群元素の含有量の合計が１０．００％超の場合、合金コストが増加するため経済的に不利である。Ｂ群元素は、１種以上が以下に示す範囲で含有されていれば、それ以外の元素は０％または以下に示す下限未満の含有量でもよい。
　Ｗ：０．０１～３．００％
　Ｗはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは、０．０１５％以上、０．０３％以上、０．０４５％以上、０．０６％以上である。
　一方、Ｗ含有量が３．００％を超えると鋳造性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは、２．００％以下、１．５０％以下である。
　Ｍｏ：０．００５～２．００％
　Ｍｏは鋼の耐食性、焼入れ性を向上させる元素であり、また、ホットスタンプ部品の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が２．００％を超えると、熱間圧延後、冷間圧延後または焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解が遅れて焼入れ性が低下する場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。
　Ｓｂ：０．００５～０．３０％
　Ｓｂはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｓｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．０１％以上、０．０３％以上、０．０４％以上、０．０６％以上である。
　一方、Ｓｂ含有量が０．３０％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｓｂ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．２２％以下である。
　Ｓｎ：０．００５～０．５０％
　Ｓｎはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｓｎ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．０１％以上、０．０３％以上、０．０４％以上、０．０６％以上である。
　一方、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．１８％以下、０．１６％以下である。
　Ｃｒ：０．００５～２．００％
　Ｃｒは鋼の焼入れ性及び耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０１％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、熱間圧延後、冷間圧延後または焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解が遅れて焼入れ性が低下する場合がある。そのためＣｒ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。
　Ｃｏ：０．０１～２．００％
　Ｃｏはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上、０．０３％以上である。
　一方、Ｃｏ含有量が２．００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｃｏ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、１．８０％以下、１．００％以下である。
　Ｃｕ：０．０１～２．００％
　Ｃｕはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、０．０６％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると鋳造性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、１．８０％以下、１．００％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～２．００％
　Ｎｉはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｎｉ含有量は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、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、０．０６％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると鋳造性が低下する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、１．８０％以下、１．００％以下である。
　Ｔａ：０．０００１～０．３００％
　Ｔａはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｔａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは、０．００１％以上、０．００３％以上、０．００４％以上、０．００６％以上である。
　一方、Ｔａ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｔａ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは、０．２８０％以下、０．２６０％以下である。
　Ｃａ：０．０００１～０．３００％
　Ｃａはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｃａ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以下、０．００５％以下である。
　Ｍｇ：０．０００１～０．３００％
　Ｍｇはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｍｇ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以下、０．００５％以下である。
　Ｓｒ：０．０００１～０．３００％
　Ｓｒはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｓｒ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓｒ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上である。
　一方、Ｓｒ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｓｒ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｓｒ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以下、０．００５％以下である。
　Ｓｅ：０．０００１～０．３００％
　Ｓｅはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｓｅ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓｅ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上である。
　一方、Ｓｅ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｓｅ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｓｅ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以下、０．００５％以下である。
　Ｒｅ：０．０００１～０．３００％
　Ｒｅはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｒｅ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｒｅ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上である。
　一方、Ｒｅ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｒｅ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｒｅ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以下、０．００５％以下である。
　Ｈｆ：０．０００１～０．３００％
　Ｈｆはホットスタンプ部品の耐食性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るために、Ｈｆ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｈｆ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上である。
　一方、Ｈｆ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和する。そのため、Ｈｆ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ｈｆ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以下、０．００５％以下である。
［その他元素］
　本実施形態に係るホットスタンプ部品の母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから、及び／又は製鋼工程で混入し、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品の母材鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を以下に示す範囲で含有してもよい。以下の任意元素は、含有されなくてもよいので、含有量の下限は０％である。また、含有量が下記の範囲の下限未満であっても特性等に悪影響を及ぼすものではない。
　Ｂ：０．０００２～０．０１００％
　Ｂは、ホットスタンプのプレス成形中あるいはホットスタンプのプレス成形後の冷却での焼入れ性を向上させて、ホットスタンプ部品の強度を向上させる効果を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が過剰になると、上記効果が飽和する上、熱間圧延時に割れが生じる場合がある。そのため、含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．００５～０．５００％
　Ｔｉ：０．００５～０．５００％
　Ｎｂ：０．０１０～０．５００％
　Ｚｒ：０．００５～０．５００％
　上述した元素の他にも、本実施形態に係るホットスタンプ部品の母材鋼板は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ及び／またはＺｒを含んでもよい。これらの元素は鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ部品の強度を向上させる効果を有する元素である。
　この効果を得る場合、Ｖ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．０１０％以上、及び／またはＺｒ：０．００５％以上を含有させることが好ましい。
　一方、これらの元素のうち１種でもその含有量を０．５００％超とした場合には、多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ部品の母材鋼板の延性が低下する。そのため、含有させる場合、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの含有量はそれぞれ０．５００％以下とすることが好ましい。
　Ｏ：０．０００１～０．００７０％
　Ｏは、例えば鋼中に不純物として含有される元素である。Ｏは酸化物を形成し、耐食性を高める可能性がある一方、ホットスタンプ部品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が形成され、ホットスタンプ部品の特性が劣化する。このため、Ｏ含有量は低い方が好ましい。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％以下とすることが好ましい。Ｏ含有量は０．００５０％以下とすることがより好ましい。
　一方、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。
　ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％
　また、上述した元素の他にも、本実施形態に係るホットスタンプ部品の母材鋼板は、ＲＥＭを含んでもよい。
　ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を向上させる効果を有する元素である。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上、０．０２００％以上とすることがより好ましい。
　しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．３０００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、０．２０００％以下がより好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等のランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ－Ｓｉ－ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｌａ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒが含まれる。
　上述したホットスタンプ部品の母材鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。ホットスタンプ用鋼板が表面にめっき層を備える場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品では、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から板厚中心部方向（厚み方向）へ２．０μｍの位置におけるＢ1元素（耐食性向上元素）の濃度（質量％）をＣ２、表面から板厚中心部方向（厚み方向）へ８．０μｍの位置におけるＢ１元素（耐食性向上元素）の濃度（質量％）をＣ８とすると、Ｃ２／Ｃ８は１．１以上４．０以下であることが好ましい。この場合、塗装密着性（二次密着性）が良好となるという効果が得られる。
　Ｃ２／Ｃ８が１．１よりも小さい場合、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面付近の電位が相対的に小さくなり過ぎるため、温水などへの浸漬時にめっき層が溶解しやすく、二次密着性の向上効果が十分に得られない。一方、Ｃ２／Ｃ８が４．０よりも大きい場合、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面付近の電位が相対的に大きくなり過ぎることで不均一に溶解しやすくなり、同じく二次密着性の向上効果が十分に得られない。Ｃ２／Ｃ８は１．５以上、３．０以下とすることがより好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品は、部品内で強度を変化させて自動車用に使用してもよい。強度を変化させる方法は、ホットスタンプ後に異なる強度となるように２枚以上の鋼板を溶接などでつなぎ合わせたテーラードブランクと呼ばれる鋼板を用いてもよい。溶接方法はレーザー溶接、シーム溶接、アーク溶接、プラズマ溶接など様々な方法が考えられるが、特に限定はされない。また、テーラードブランクを用いずに、本実施形態に係るホットスタンプ部品を製造してもよい。さらに、本実施形態に係るホットスタンプ部品は、２枚以上の鋼板をスポット溶接により接合して重ねたパッチワークブランクをホットスタンプして得ることもできる。
＜ホットスタンプ部品の製造方法＞
　以下に説明される製造条件を満たす製造方法によれば、本実施形態に係るホットスタンプ部品を好適に製造することができる。ただし当然ながら、本実施形態に係るホットスタンプ部品は特に製造方法に限定されない。すなわち、上述した構成を有するホットスタンプ部品は、その製造条件に関わらず、本実施形態に係るホットスタンプ部品とみなされる。
　本実施形態に係るホットスタンプ部品の製造方法は、
（Ｉ）鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る工程（熱間圧延工程）と、
（ＩＩ）熱延鋼板を巻き取る工程（巻取り工程）と、
（ＩＩＩ）熱延鋼板を酸洗する工程と（酸洗工程）と、
（ＩＶ）熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る工程（冷間圧延工程）と、
（Ｖ）冷延鋼板に連続的に焼鈍及び溶融アルミめっき処理をする工程（焼鈍工程及び溶融めっき処理工程）と、
（ＶＩ）溶融アルミめっき処理した鋼板を加熱および成形するホットスタンプ工程と、
を備える。
　以下、各工程の好ましい条件について説明する。以下説明しない条件については、公知の条件を採用することができる。
（製鋼工程、鋳造工程、熱間圧延工程）
　熱間圧延に先立ち、先に説明した母材鋼板の化学組成を満足するように、製鋼工程で鋼の化学成分を調整した後、この鋼を鋳造工程で連続鋳造にて鋼スラブとする。
　得られた鋼スラブを、例えば、１３００℃以下（例えば、１０００～１３００℃）の温度に加熱後、熱間圧延を開始し、９００℃前後（例えば、８５０～９５０℃）で熱間圧延を終了させ、これにより熱延鋼板を得る。
（巻取り工程）
　熱間圧延後の熱延鋼板を所定の巻取り温度ＣＴで巻き取る。巻取り温度ＣＴ（以後単にＣＴと称する場合がある）は、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ部品の製造にとって重要な条件の一つであり、熱間圧延工程における巻取り温度を制御することで、ホットスタンプ後に優れた塗装後耐食性が得られる。
　熱間圧延は大気雰囲気で行われる。そのため、熱間圧延後の巻取りまでの間に、Ｆｅスケールが母材鋼板（熱延鋼板）表面に形成されるとともに、母材鋼板表面に到達したＦｅ以外の元素も容易に酸化され、ＦｅとＦｅ以外の元素との複合酸化スケールが形成されたり、Ｆｅスケールと母材鋼板との界面にサブスケールなどが形成されたりする。かかるスケールは、いずれも後工程の酸洗処理工程で除去されるが、母材鋼板の表面においてＦｅ以外の元素の濃度は減少する。
　一般に、巻取り温度ＣＴは巻取り後の放冷中に、母材鋼板中に生成して素材の延性を劣化させる炭化物の生成を抑制する目的から、４８０～５８０℃未満程度の低温で行われることが多い。しかしながら、本発明者らは、巻取り温度ＣＴを５８０～７８０℃の温度範囲（以後中ＣＴと称する）とすることで、ホットスタンプ後の塗装後耐食性が優れるように制御可能であることを見出した。この理由については定かではないが、本発明者らは、次の通り推定している。
　巻取り温度ＣＴが高過ぎる（７８０℃超：以後高ＣＴと称する）場合、母材鋼板に含有される耐食性向上元素（Ｂ群元素）の鋼板表面への拡散が促進され、巻取り完了後の母材鋼板表層部での耐食性向上元素（Ｂ群元素）濃度は高い。一方で、巻取り完了までに形成されるスケール厚みが厚いため、後述する酸洗処理工程において除去されるスケール厚みも大きくなる。その結果、スケール除去後の鋼板表面付近における耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度はスケール除去前に比べると大きく低減される。
　一方、巻取り温度ＣＴが低過ぎる（４８０～５８０℃未満：以降低ＣＴと称する）場合、母材鋼板に含有される耐食性向上元素（Ｂ群元素）の鋼板表面への拡散は起こりにくく、巻取り完了後の母材鋼板表層部での耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度は高ＣＴの場合よりも低くなる。巻取り完了までに形成されるスケール厚みは薄いため、酸洗処理工程において除去されるスケール厚みも小さいものの、巻取り完了後の耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度が低いため、スケール除去後の母材鋼板表面における耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度も低くなる。
　これに対し、巻取り温度ＣＴを好ましい巻取り温度（５８０～７８０℃：中ＣＴと称する）とすることで、適度に耐食性向上元素（Ｂ群元素）の母材鋼板表面への拡散が促進される。そのため、巻取り完了後の母材鋼板表層部での耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度は比較的高い。また、巻取り完了までに形成されるスケール厚みは高ＣＴほど厚くないので、酸洗処理工程において除去されるスケール厚みは大きくない。その結果、スケール除去後の母材鋼板表面における耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度は高ＣＴ、低ＣＴのいずれの場合よりも高くなるものと推定される。
　酸洗処理工程のスケール除去後の耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度が高いことで、後述する冷間圧延工程、溶融めっき工程、ホットスタンプ工程の後においても、母材鋼板表面の耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度が高くなる。その結果、優れた塗装後耐食性を有することができる。
　尚、中ＣＴとすることで炭化物が生成する場合があるものの、ホットスタンプ時の加熱によって炭化物は固溶するので、巻取り温度ＣＴを５８０℃以上としても部品特性として重要なホットスタンプ後のホットスタンプ部品の材質に劣化は生じない。
　以上の効果を得るために、鋼板の巻取り温度ＣＴを中ＣＴ（５８０～７８０℃）とする。熱間圧延後の鋼板の巻取り温度ＣＴの下限は、好ましくは６１０℃、更に好ましくは６２０℃である。また、鋼板の巻取り温度ＣＴの上限は、好ましくは７７０℃、より好ましくは７６０℃である。
＜酸洗工程＞
　巻き取り後の熱延鋼板の酸洗処理の条件は、特に限定されるものではなく、塩酸酸洗、硫酸酸洗などいずれの方法でも良いが、硫酸酸洗よりも塩酸酸洗の方が鋼板表面のＦｅ以外の元素濃度の減少を抑制し易いことから、塩酸酸洗であることが好ましい。また、ＦｅとＦｅ以外の元素との複合酸化スケール、及び、Ｆｅスケールと母材との界面に発生するサブスケールを一部残存させることで、後工程の溶融アルミめっき処理後の母材内部に、酸化物含有領域を形成させることもできる。このため、酸洗時間は、６００秒以下にすることが好ましい。ただし、酸洗時間が１０秒未満である場合には、Ｆｅスケールが残存し溶融めっき処理時に不めっきを形成するため実用的でない。従って、酸洗時間は、１０秒以上６００秒以下であることが好ましい。より好ましくは、２０秒以上４００秒以下である。
　用いる酸の濃度は特に限定されないが、５～２０質量％であることが好ましい。
処理温度は３０～６０℃であることが好ましい。３０℃よりも低い場合、スケールと酸との反応が進行しにくく、Ｆｅスケールが残存しやすい。一方、６０℃を超えると、Ｆｅを酸化させる働きが大きくなりスケール除去する機能が弱くなってしまう。酸洗により、ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、Ｆｅ３Ｏ４といった酸化物を除去することが好ましい。これらの物質が除去されたことは、例えば、透過型電子顕微鏡の回折像を解析することで確認することができる。
＜冷間圧延工程＞
（冷間圧延率について）
　熱延鋼板は酸洗処理後に冷間圧延され、冷延鋼板となる。係る冷間圧延における冷間圧延率は、例えば３０～９０％とすることができ、好ましくは、４０％以上７０％以下である。
＜焼鈍工程＞
　上記処理で得られた冷延鋼板は、溶融めっきラインで、連続的に、焼鈍（再結晶焼鈍）及び溶融めっき処理される。溶融めっきラインにおける焼鈍は、ラジアントチューブ加熱を用いた全還元炉、又は一般にゼンジミア型焼鈍炉と呼ばれる燃焼ガスで加熱される酸化炉とラジアントチューブ加熱を用いて加熱される還元炉とを併設した酸化－還元炉等が用いられるが、いずれのタイプの加熱炉でも本実施形態は達成される。
　アルミめっき後に焼鈍する場合、表面のアルミめっきは放射率が低いため、温度が上昇する速度が比較的遅い。そのため焼鈍時間が長くなり、生産性が必ずしも高くない。また、焼鈍時間が長い場合、めっき工程及びホットスタンプ時の加熱工程を経た後のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層中の耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度が不十分となり、ホットスタンプ後の耐食性が確保できなくなるおそれがある。そのため、焼鈍を行ってから溶融めっき処理を行う。
　また、レーザー光などで加熱することでＡｌ－Ｆｅ合金めっき層を形成した場合、広範囲にわたり均一な相となりやすい。この場合、ホットスタンプ後の耐食性を得るために好ましいＡｌ－Ｆｅ合金めっき層及び耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度分布を得ることが困難になるので、好ましくない。
　焼鈍工程の最高到達板温度Ｔｍａｘは、７００～９００℃とすることが好ましい。
　さらに、鋼板の表面から板厚中心部方向へｔ／４の位置ｔＱにおける各耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度の合計をΣＦＱｉとすると、以下の式を満たすことが好ましい。
　　　　　１．００　≦Ｔｍａｘ×ΣＦＱｉ　≦９００
　ΣＦＱｉは、表面からｔ／４の位置ｔＱにおいて、各耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度（ｍａｓｓ％）をＥＰＭＡ点分析により測定し、これらの値を合計して得られる。ＥＰＭＡ分析を行う場合、鋼板端部から１０ｍｍ以上離れた位置において、低倍率の二次電子像にて表面からｔ／４の位置ｔＱを選択する。同位置において倍率３０００倍以上とし、電子線の加速電圧を１０ｋＶ～３０ｋＶ、照射電流１０～３０ｎＡで測定する。ここで得られた定量値を各耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度（ｍａｓｓ％）とする。
　Ｔｍａｘ×ΣＦＱｉが１．００未満の場合、めっき工程及びホットスタンプ時の加熱工程を経た後のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層中の耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度が小さくなり、ホットスタンプ後の耐食性が低下するおそれがある。
　一方、Ｔｍａｘ×ΣＦＱｉが９００を超えると、合金コスト及び加熱に要するコストや生産性が劣位になるので好ましくない。そのため、Ｔｍａｘ×ΣＦＱｉは１．００～９００の範囲とすることが好ましい。Ｔｍａｘ×ΣＦＱｉは、好ましくは３０以上、６００以下、より好ましくは、５０以上、５００以下である。
　また、ホットスタンプ部品の母材鋼板の耐食性向上元素の濃度勾配については、上述の通りＣ２／Ｃ８を１．１以上４．０以下とすることが好ましい。
　Ｃ２及びＣ８は、ｔＱでの測定と同様の要領で、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から２．０μｍの位置及び８．０μｍの位置で、低倍率の二次電子像を選択し、同位置においてＥＰＭＡ点分析によって濃度を測定することで得られる。
　また、焼鈍において板温度が６５０～９００℃である範囲内において、焼鈍雰囲気は、水蒸気分圧ＰＨ２Ｏを水素分圧ＰＨ２で除した値の常用対数であるｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）で表される酸素ポテンシャルの値が、－３．０以上０．５以下である雰囲気とすることが好ましい。その理由は、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－３．０未満である場合、易酸化性元素のＭｎやＳｉを選択的に酸化・還元させることができず、後工程の溶融めっき処理においてめっき浴の成分の濡れ性が不足し、その結果、めっき欠陥が生じるおそれがあるほか、酸素ポテンシャルを低減するために必要なＨ２ガスなどのコストがかかるため経済的でないからである。一方、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．５を超える場合、酸化物の生成量が多くなるため、後工程の溶融めっき処理においてめっき浴の成分の濡れ性が不足し、その結果、めっき欠陥が生じるおそれがある。
　また６５０～９００℃である範囲内においてｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を－３．０以上０．５以下とする時間を、６０～５００秒とすることが好ましい。例えば、最高到達板温度を７５０℃とした場合、上記酸素ポテンシャルを制御する温度範囲は、板温度が６５０℃以上７５０℃以下の範囲とすることが好ましく、この温度範囲における焼鈍時間を６０秒以上５００秒以下とすることが好ましい。焼鈍時間が６０秒未満であると、鋼板表面に酸化物が多く残存するために後工程の溶融めっき処理においてめっき浴の成分の濡れ性が不足する。その結果、めっき欠陥が生じるおそれがある。一方、上記焼鈍時間が５００秒超であると易酸化性元素の酸化物の存在により後工程の溶融めっき処理においてめっき浴の成分の濡れ性が不足する。その結果、めっき欠陥が生じるおそれがある。さらに、生産性が低下することが懸念される。
＜溶融めっき処理工程＞
　焼鈍後の冷延鋼板に対し、溶融めっき（溶融アルミめっき）を行い、溶融めっき鋼板を得る。
　溶融めっき処理におけるめっき浴は、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層を有するホットスタンプ部品を得る場合、例えば、質量％で、８０％以上９７％以下のＡｌと、０％以上１５％以下のＳｉと、０％以上５％以下のＺｎと、０％以上５％以下のＦｅと、合計で０％以上３％以下のＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉからなる群から選択される一種以上と、不純物とを合計で１００％となるように含有する浴を用いてアルミめっき鋼板を製造する。
（Ｓｉ：０～１５．０％）
　アルミめっき鋼板のめっき層に含有されるＳｉは、ホットスタンプ加熱時に生じるＡｌとＦｅとの反応に影響を及ぼす。ホットスタンプ時の加熱工程において、ＡｌとＦｅとが過度に反応すると、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層自身のプレス成形性を損ねることがある。一方、ホットスタンプ時の加熱工程において、かかる反応が過度に抑制されると、プレス金型へのＡｌの付着を招くことがある。かかる問題点を回避するために、溶融アルミ浴中のＳｉ含有量は、０％以上１５．０％以下が好ましい。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｌｉ：合計で０～３．０％）
　めっき層の耐酸化性を上げるため、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）及びリチウム（Ｌｉ）の少なくとも何れかを３．０％以下含有させることも可能であり、特に、溶融アルミ浴に対して、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉの少なくとも何れかを、合計で０．０１％以上３．０％以下含有させることが好ましい。
　めっき層中のＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉの合計含有量を０．０１％以上とした場合に、めっき層の耐酸化性向上効果を得ることができる。Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉの合計含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。ただし、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉが含まれないめっき浴を用いても、優れた耐食性及び熱特性を有するアルミめっき鋼板を製造することはできるので、めっき浴のＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉの合計含有量は０％であってもよい。また、Ａｌ酸化物とＭｇ及び／又はＣａの酸化物とからなる酸化物層を形成するため、Ｍｇ及び／又はＣａを含有させてもよい。
　一方、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉの合計含有量が３．０％を超える場合には、過剰な酸化物の生成により溶融めっき処理時に不めっきの問題が生じ得る。Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＬｉの合計含有量は、より好ましくは、１．０％以下である。
（Ｚｎ：０～５．０％）
　めっき層の犠牲防食性を上げるため、めっき浴に亜鉛（Ｚｎ）を含有させてもよい。切断面などの地鉄が露出した部位において、雨水や塩水に曝された場合、Ｚｎの電位は地鉄よりも低いので、地鉄の代わりに溶解することにより基材の地鉄が腐食されるのを防ぐことが可能となる。溶融めっき浴中のＺｎ含有量は、０％以上５．０％以下が好ましい。
（Ｆｅ：０～５．０％）
　アルミめっき鋼板のめっき密着性を確保するためにめっき浴に鉄（Ｆｅ）を含有させてもよい。Ｆｅを含有させることでめっき鋼板の鋼板との界面にＡｌ－Ｆｅ金属間化合物層を形成することにより密着性を上げることができる。浴中で鋼板を連続的に浸漬したり、浴中に存在する機器や容器から溶融する鉄を含めて、溶融めっき浴中のＦｅ含有量は、０％以上５．０％以下が好ましい。
　かかる溶融めっき浴は、上記のような成分とＡｌ及び不純物とを、合計で１００％となるように含有することが好ましい。
（アルミめっき層の付着量）
　アルミめっき鋼板の場合、上記のような焼鈍後、冷却中に連続的に溶融めっき浴（溶融アルミ浴）に鋼板を浸漬し、ワイピング処理にてめっき浴成分の付着量を制御して、アルミめっき層を形成させる。アルミめっき層の付着量は、特に限定されるものではないが、例えば、鋼板片面あたりで２０ｇ／ｍ２以上１３０ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
　付着量が２０ｇ／ｍ２未満である場合には、ホットスタンプ後の耐食性が不足することがある。より好ましくは、３０ｇ／ｍ２以上である。
　一方、付着量が１３０ｇ／ｍ２を超える場合には、ホットスタンプの加熱工程において、Ｆｅが十分拡散するまでの時間が長くなる。その結果、生産性が低下したり、ホットスタンプの成形時にめっきが剥離したりすることがある。アルミめっき層の付着量は、より好ましくは、１００ｇ／ｍ２以下である。
（アルミめっき層の付着量測定方法について）
　上記アルミめっき層の付着量の特定方法として、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に記載の通り、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浸漬し、めっきの溶解に起因した発泡が収まるまで浸漬した後、直ちに水洗し再び重量ｗ２を（ｇ）を測定する。この時、アルミめっき層の付着量（ｇ／ｍ２）は（ｗ１－ｗ２）／Ｓより求めることができる。
＜ホットスタンプ工程＞
　上記の工程を経て得られたアルミめっき鋼板をホットスタンプすることで、ホットスタンプ部品が得られる。
（ホットスタンプ法について）
　ホットスタンプは、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ部品を製造するにあたって重要な工程の一つであり、本工程によりＡｌ－Ｆｅ合金めっき層中の耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度を制御することで、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ部品を得ることができる。
　具体的には、上記で得られたアルミめっき鋼板を、所定の加熱条件で８５０℃以上まで加熱した後、金型により、３０℃／秒以上の平均冷却速度で急冷すると同時に成形することで、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ部品を製造することができる。
　加熱条件としては、ホットスタンプ加熱時における、室温から６００℃までの時間をｔ１（秒）、６００℃を超えてから加熱炉抽出までの時間をｔ２（秒）とした場合、下記の式（１）を満たすことで、耐食性向上元素（Ｂ群元素）がＡｌ－Ｆｅ合金めっき層に拡散させることができる。この場合、ホットスタンプ部品の塗装後耐食性が向上する。
　一方、ｔ２が０．９×ｔ１未満の場合、耐食性向上元素（Ｂ群元素）の合金めっき層への移動が不十分なために塗装後耐食性が向上しない。
　また、ｔ２が２０×ｔ１を超える場合、合金化が進み過ぎてめっき剥離が多くなり、めっき密着性を確保する上で好ましくない。
　　０．９×ｔ１≦ｔ２　・・・　式（１）
　さらに、ホットスタンプ工程の加熱過程では、母材鋼板のｔ／４の位置ｔＱにおける各耐食性向上元素（Ｂ群元素）の濃度の合計ΣＦＱｉと６００℃を超えてから加熱炉抽出までの時間をｔ２とが、下記の式（２）を満足することがより好ましい。
　１００００×（ΣＦＱｉ）／ｔ２が０．０５未満の場合、耐食性向上元素（Ｂ群元素）のＡｌ－Ｆｅ合金めっき層への拡散が不十分となり、耐食性が十分に向上しない場合がある。また、１００００×（ΣＦＱｉ）／ｔ２が５００を超える場合、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の合金化が進み過ぎてめっき剥離が多くなり、めっき密着性を確保する上で好ましくない。
　　０．０５≦　１００００×（ΣＦＱｉ）／ｔ２≦５００　・・・　式（２）
　また、Ｃ２／Ｃ８を１．１～４．０の範囲とする場合、ホットスタンプ加熱時における、室温から６００℃までの時間ｔ１（秒）と６００℃を超えてから加熱炉抽出までの時間ｔ２（秒）との関係が次式を満たすことが好ましい。
　１５≦ｔ２×ｔ２／（ｔ１＋ｔ２）≦２３００
　ホットスタンプ時の加熱方式については、通常の電気ヒーターによる炉加熱や、遠赤外線、中赤外線、近赤外線方式などの輻射熱を利用した加熱方式を使用することが可能である。
　また、かかる加熱工程において、最高到達板温度は、８５０℃以上とする。最高到達板温度を８５０℃以上とする理由は、以下の２つである。第１の理由は、鋼板をオーステナイト域まで加熱し、その後急冷させるためである。第２の理由は、上記アルミめっき鋼板の表面まで十分にＦｅを拡散させ、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の合金化を進行させるためである。ホットスタンプ加熱時における最高到達板温度は、好ましくは、８７０℃以上である。
　一方、ホットスタンプ加熱時におけるアルミめっき鋼板の最高到達板温度の上限は、特に制限されるものではないが、加熱ヒーターや加熱炉体の耐久性という観点から、最高到達板温度は１０５０℃以下とすることが好ましい。ホットスタンプ加熱時における最高到達板温度は、より好ましくは、１０００℃以下である。
（ホットスタンプ成形及び冷却速度について）
　次いで、加熱された状態にあるアルミめっき鋼板を、例えば上下一対の成形金型間に配置してプレス成形し、かかるプレス中に急冷することで所望の形状に成形する。上記アルミめっき鋼板をプレス下死点で数秒間程静止保持することで、成形金型との接触冷却により焼入れを実施し、ホットスタンプ成形された部品を得ることができる。
　かかる冷却時の冷却速度は、ホットスタンプ部品の母材鋼板の組織の少なくとも一部にマルテンサイト相またはベイナイト相を含むよう、３０℃／秒以上とすることが好ましい。この冷却速度とは、金型を用いた強制冷却の開始温度（つまり、金型と材料を最初に接触させた時の材料の板温度）と終了温度（つまり、金型と材料を離したときの材料の板温度）との差を、強制冷却を行った時間で割ることにより得られる値であり、いわゆる平均冷却速度である。より好ましい冷却速度は、５０℃／秒以上である。また、冷却速度の上限は、とくに制限するものではないが、冷却速度は、例えば１０００℃／秒以下とすることができる。より好ましい冷却速度は、５００℃／秒以下である。
　以上、本実施形態に係るホットスタンプ部品の製造方法について、詳細に説明した。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
＜アルミめっき鋼板＞
　表１－１、表１－２に示す化学組成（残部はＦｅ及び不純物）を有する鋼片を用いて、加熱、熱間圧延後、表２に示す温度にて巻取を行い、その後、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍、連続溶融アルミめっきを施すことにより、板厚０．５～３．５ｍｍのめっき鋼板を製造した。熱間圧延時の仕上げ圧延完了温度は８００～１０００℃であり、冷間圧延における累積圧下率は３０～８０％であった。連続焼鈍では、最高到達板温度Ｔｍａｘを、７００～９００℃とし、アルミめっき浴の温度は６６０～６９０℃に設定した。また、焼鈍パラメータＴｍａｘ×ΣＦＱｉ、６５０～９００℃である範囲内の焼鈍雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）及び６５０～９００℃である範囲内においてｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を－３．０以上０．５以下とする時間は表５－１、表５－２の通りであった。めっき浴の組成は、表３の通りとした。めっき付着量は両面で４０ｇ／ｍ２～１６０／ｍ２となるようワイピング処理にて調整した。
　これらによってアルミめっき鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
＜ホットスタンプ部品＞
　製造したアルミめっき鋼板を、３００ｍｍ×２２０ｍｍに切断し、表４、表５－１、表５－２に示すホットスタンプ加熱条件となるよう加熱炉の雰囲気温度を８７０℃から９８０℃とし、室温から６００℃までの時間を単位秒でｔ１、６００℃を超えてから加熱炉抽出までの時間を単位秒でｔ２とした。雰囲気ガスはＯ２とＮ２の混合ガスとした。加熱に際しては、ｔ１、ｔ２を制御するため、必要に応じて加熱中に雰囲気温度を変更した。加熱後は、４０℃／秒以上の冷却速度で、金型で冷却し、下死点での保持時間は８秒とすることで、ホットスタンプを行い、ホットスタンプ部品を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　得られたホットスタンプ部品について、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の厚み、Ａｌ濃度、Ｃｍａｘ、ＣＱを含むＢ群元素の種類及び濃度、その他の含まれる元素の種類、Ｆｅ－Ａｌ合金めっき層が金属間化合物を含む場合にはその種類、Ａｌ酸化物とＭｇ及び／又はＣａの酸化物とからなる酸化物層の厚みを、Ｃ２／Ｃ８を上述した方法で測定した。また、鋼板の表面積に占めるＡｌ－Ｆｅ合金めっき層の被覆率も求めた。
　結果を表５－３、表５－４に示す。
　表５－３、表５－４において、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層に複数のＢ群が含まれる場合、最大濃度が大きい順にＢ１、Ｂ２、Ｂ３と記載している。
　また、実施例Ｎｏ．Ａ１～Ａ４３、Ａ４５～Ａ４９、ａ１～ａ１２については、Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層は、表５－３、表５－４に示す金属間化合物で構成されていた。Ａ４４については、ＦＥ－ＴＥＭの制限視野電子線回折機能およびＥＤＳ機能を用いても同定されなかった。
　また、以下に示す要領で、塗装後耐食性及びめっき密着性について評価した。また、二次密着性についても評価した。
＜塗装後耐食性＞
　塗装後耐食性は、次の方法により評価した。例えば日本産業規格（ＪＩＳ）Ｋ　３１５１－１９９６等に記載の方法で浸漬処理によりリン酸化成処理を施した後、厚さ２０μｍの電着塗膜を付与したホットスタンプ部品の平面部に、長さ７０ｍｍ、幅１ｍｍの地鉄に到達する加工を直線状に施した。その後、自動車技術会制定のＪＡＳＯ　Ｍ６０９に規定するサイクル腐食試験（塩水噴霧２時間、乾燥４時間、湿潤２時間）に供した。９０サイクル後または１２０サイクル後に試料を取り出し、疵の長さ１０ｍｍごとに７分割し、疵の両側に広がった錆の片側あたりの最大幅を測定した。７か所の平均値を算出し、以下の基準で塗装後耐食性を評価した。
　評価がＡおよびＢの場合、長時間腐食環境に曝された場合であっても優れた耐食性を得られたとして合格と判定した。一方、評価がＣの場合、長時間腐食環境に曝された場合に優れた耐食性が得られなかったとして不合格と判定した。
［評価基準］
Ａ：０．１０ｍｍ未満
Ｂ：０．１０ｍｍ以上、０．４０ｍｍ未満
Ｃ：０．４０ｍｍ以上
＜めっき密着性＞
　めっき密着性は次のように評価した。ＪＩＳ　Ｈ　８５０４：１９９９に記載の引張試験方法に準じて試験し、剥離の程度によって以下の基準でめっき密着性を評価した。各伸び率で引張試験した後、板平行部中心付近の面積２ｃｍ２にＪＩＳ　Ｚ　１５２２：２００９に規定された粘着テープを貼り付け、これを急速にかつ強く引きはがした際に、前記２ｃｍ２のうち１ｃｍ２以上で試料の一部が粘着テープに付着していれば剥離あり、１ｃｍ２未満であれば剥離なし、とみなした。
［評価基準］
Ａ：伸び率２％で剥離なし
Ｂ：伸び率２％で剥離あり、伸び率１％で剥離なし
Ｃ：伸び率１％で剥離あり
　評価がＡおよびＢの場合、厳しい加工条件においても優れためっき密着性を得られたとして合格と判定した。一方、評価がＣの場合、優れためっき密着性が得られなかったとして不合格と判定した。
＜二次密着性＞
　二次密着性は次のように評価した。試料に対し、例えば日本産業規格（ＪＩＳ）Ｋ　３１５１－１９９６等に記載の方法で浸漬処理によりリン酸化成処理を施した後、厚み１０μｍの電着塗装を施し、１７０℃で１５分間焼き付けた。その後、５０℃の脱イオン水に３６０時間浸漬し、その後にカッターで１ｍｍ間隔の碁盤目を１００個切り、碁盤目部の剥離した部分の個数を目視で測定することで、剥離した部分の面積率を算出した。算出した面積率に基づいて、評点をつけた。
（評点）
　　Ａ：剥離面積０％以上５％未満
　　Ｂ：剥離面積５％以上２０％未満
　　Ｃ：剥離面積２０％以上１００％以下
　以上の結果を表５－１～表５－４に示す。表５－１～表５－４によると、本発明例Ａ１～Ａ４９は、めっき密着性に優れ、かつ長時間腐食環境に曝された場合であっても優れた耐食性が得られたことが分かる。
　一方、表５－１～表５－４の比較例ａ１～ａ１２では、塗装後耐食性、めっき密着性のうち１つ以上が合格基準を満足しなかったことが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　本発明に係る上記態様によれば、優れためっき密着性及び長時間腐食環境に曝された場合であっても優れた耐食性が得られるホットスタンプ部品、並びにそのホットスタンプ部品を得ることができるホットスタンプ用鋼板を提供することができる。本発明に係る上記態様は、耐食性に優れたホットスタンプ部品を得ることができ、自動車車体の軽量化および衝突安全性の向上に寄与する。

Claims (5)

  1. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板上に形成されたＡｌ－Ｆｅ合金めっき層と、
    を有するホットスタンプ部品であって、
    　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層は、
    　　厚みが１０．０μｍ以上であり、
    　　質量％で、３０％以上のＡｌと、
    　　耐食性向上元素であるＷ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｓｅ，Ｒｅ，Ｈｆからなる群から選択される１種または２種以上と、
    　を含有し、
    　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から前記ホットスタンプ部品の板厚中心部方向へ８．０μｍまでの範囲において、最大濃度が前記耐食性向上元素のうち最大となる元素をＢ１元素、前記Ｂ１元素の前記最大濃度をＣｍａｘとし、前記ホットスタンプ部品の板厚をｔ、前記ホットスタンプ部品の表面から前記板厚中心部方向へｔ／４の位置をｔＱとし、前記ｔＱの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣＱとした場合に、Ｃｍａｘ／ＣＱが０．０５以上３０．００以下である、
    ことを特徴とする、ホットスタンプ部品。
  2. 　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層が１種または２種以上の金属間化合物で構成されてい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品。
  3. 　前記母材鋼板が、質量％で、
    Ｃ　：０．０３～０．６０％、
    Ｓｉ：０．００５～２．００％、
    Ｍｎ：０．１０～３．００％、
    Ｐ　：０．００１～０．１００％、
    Ｓ　：０．０００１～０．１００％、
    Ａｌ：０．０１０～０．５００％、及び、
    Ｎ　：０．００１～０．０１０％、並びに、
    Ｗ　：０．０１～３．００％、
    Ｍｏ：０．００５～２．００％
    Ｓｂ：０．００５～０．３０％、
    Ｓｎ：０．００５～０．５０％、
    Ｃｒ：０．００５～２．００％、
    Ｃｏ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｔａ：０．０００１～０．３００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．３００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．３００％、
    Ｓｒ：０．０００１～０．３００％、
    Ｓｅ：０．０００１～０．３００％、
    Ｒｅ：０．０００１～０．３００％、及び
    Ｈｆ：０．０００１～０．３００％、からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する
    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品。
  4. 　前記母材鋼板の前記化学組成が、更に、質量％で、
    Ｂ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｖ：０．００５～０．５００％、
    Ｔｉ：０．００５～０．５００％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．５００％、
    Ｚｒ：０．００５～０．５００％、
    Ｏ　：０．０００１～０．００７０％、及び
    ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％、
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する
    ことを特徴とする、請求項３に記載のホットスタンプ部品。
  5. 　前記Ａｌ－Ｆｅ合金めっき層の表面から前記板厚中心部方向へ２．０μｍの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣ２とし、前記表面から前記板厚中心部方向へ８．０μｍの位置における前記Ｂ１元素の濃度をＣ８とすると、Ｃ２／Ｃ８が１．１以上４．０以下である
    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品。
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