WO2023132350A1 - ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ用鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ用鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体 Download PDF

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WO2023132350A1
WO2023132350A1 PCT/JP2023/000116 JP2023000116W WO2023132350A1 WO 2023132350 A1 WO2023132350 A1 WO 2023132350A1 JP 2023000116 W JP2023000116 W JP 2023000116W WO 2023132350 A1 WO2023132350 A1 WO 2023132350A1
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steel sheet
hot
less
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hot stamping
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PCT/JP2023/000116
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昌史 東
晃大 仙石
庄太 菊池
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日本製鉄株式会社
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for hot stamping, a method for manufacturing the same, and a hot stamped product.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-001024 filed in Japan on January 06, 2022, the contents of which are incorporated herein.
  • Weight reduction of members such as door guard bars and side members of automobiles has been studied in order to respond to the recent trend toward lighter fuel consumption.
  • thinning is effective for weight reduction.
  • simply thinning the material reduces the load capacity of the member. Therefore, steel sheets used as materials for automobile parts are required to have high strength so that strength and collision safety can be ensured even when the thickness is reduced.
  • the formability of materials generally deteriorates as strength increases. Therefore, in order to reduce the weight of the member, the steel plate used as the material (raw material) is required to have both excellent formability and high strength.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Patent Documents 3 and 4 disclose ultra-high tensile strength steel for cold pressing with a tensile strength of 1470 MPa or more.
  • these steel sheets are designed to prevent hydrogen embrittlement due to cold working, they are subject to considerable blade wear during shear cutting and trimming.
  • the press load is too high and cold pressing cannot be performed. For this reason, there has been a big problem in further increasing the strength of steel sheets for automobile parts.
  • Patent Document 5 discloses There is a technique called hot stamping in which press molding is performed in a single austenite phase region, and then quenching is performed. By applying this hot stamping, it is possible to suppress the wear of shears and trims, suppress the press load, and manufacture members with high strength of 980 MPa or more and excellent shape fixability.
  • hot stamping a steel plate is inserted into a heating furnace or heated to a high temperature exceeding 800° C. by electric heating or far-infrared heating in the atmosphere.
  • Patent Documents 6 and 7 disclose zinc plating containing 9% or more and 30% or less by mass of Fe by containing Si or Al in the plating layer to suppress volatilization of zinc.
  • a hot-stamped article formed with a coating weight of 30 g/m 2 or more is disclosed.
  • the alloying reaction between Fe and zinc proceeds during hot stamping heating, so the mass% of Fe in the galvanized layer is stabilized in the range of 9 to 30%.
  • the present invention provides a hot stamped molded article that is less affected by the heating conditions during hot stamping (can be manufactured under a wide range of heating conditions) and has excellent rust resistance, and the hot stamped article.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet for hot stamping suitable as a material for a compact and a method for manufacturing the steel sheet for hot stamping.
  • the inventors have diligently studied methods for solving the above problems. As a result, by concentrating B in the zinc-based coating layer of the steel sheet for hot stamping, the alloying reaction between Fe (iron) and Zn (zinc) is delayed, and in a wide range of hot stamping heat treatment conditions, It is possible to obtain hot stamp formability with a plating layer having a ⁇ phase containing 9 to 30% Fe, and this hot stamp compact has high corrosion resistance and can be subjected to chemical conversion treatment and electrodeposition treatment. It was found that it is possible to suppress the peeling of the coating film when it is performed.
  • a steel sheet for hot stamping according to an aspect of the present invention has a base steel sheet and a zinc-based plating layer formed on the surface of the base steel sheet, and the base steel sheet contains, by mass%, C: 0.030-0.600%, Si: 0.01-1.50%, Mn: 0.10-2.50%, Al: 0.001-0.100%, Ti: 0.010- 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0-0.050%, V: 0-0.500%, W: 0-0.500%, Cr: 0-1.00%, Mo: 0-0.50%, Co: 0-1.000 %, Ni: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, REM: 0-0.0100%, Zr: 0-0.0500%, Ca: 0-0.0100%, Mg
  • the zinc-based plating layer has a basis weight of 90 g / m 2 or more, the maximum B content in the zinc-based plating layer is Bps, and the base material Bps is 1.2 times or more of Bqs, where Bqs is the B content at the quarter depth position of the steel sheet.
  • the chemical composition of the zinc-based plating layer may contain Fe: less than 9.0% by mass.
  • the chemical composition of the base steel sheet is, in mass%, Nb: 0.005 to 0.050%, V: 0.005 to 0.500%, W: 0.005-0.500%, Cr: 0.01-1.00%, Mo: 0.01-0.50%, Co: 0.01-1.000%, Ni : 0.01-1.00%, Cu: 0.01-1.00%, REM: 0.0003-0.0100%, Zr: 0.0003-0.0500%, Ca: 0.0003-0 .0100%, Mg: 0.0003-0.0100%, As: 0.001-0.100%, It may contain one or more selected from the group consisting of Sn: 0.01 to 0.50% and Sb: 0.01 to 0.50%.
  • a method for producing a steel sheet for hot stamping comprises, in % by mass, C: 0.030 to 0.600%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.01%. 10 to 2.50%, Al: 0.001 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0-0.050%, V: 0-0.500%, W: 0-0.500%, Cr : 0-1.00%, Mo: 0-0.50%, Co: 0-1.000%, Ni: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, REM: 0-0.
  • Sb A casting step of casting a steel ingot or slab having a chemical composition of 0 to 0.50% and the balance: Fe and impurities; heating the steel ingot or slab to 1100° C. or higher; A hot rolling step of performing hot rolling at 800° C. or higher to obtain a hot rolled steel sheet, and a coiling step of winding the hot rolled steel sheet after the hot rolling step in a temperature range of 600° C. or lower.
  • a cold-rolling step of obtaining a cold-rolled steel sheet by pickling the hot-rolled steel sheet after the coiling process and then cold-rolling it at a cumulative reduction rate of 30 to 80%;
  • the rolled steel sheet is held in an annealing furnace in which the atmosphere has an oxygen potential of ⁇ 1.20 to ⁇ 0.50 and the temperature of the atmosphere is 650 to 800° C. for 30 seconds or more, and the steel sheet surface temperature is 500 to 400.
  • An annealing step in which annealing is performed to cool to °C ° C., and the cold-rolled steel sheet after the annealing step is immersed in a plating bath to form a zinc-based plating layer having a basis weight of 90 g / m 2 or more and a cooling step of cooling the cold-rolled steel sheet after the plating step to 50° C. or lower.
  • a hot stamped product has a base steel plate and a plating layer containing Zn and Fe formed on the surface of the base steel plate, and the base steel plate is mass %, C: 0.030 to 0.600%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.10 to 2.50%, Al: 0.001 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.
  • Nb 0-0.050%
  • V 0-0.500%
  • W 0-0.500%
  • Cr 0-1.00%
  • Mo 0-0.50%
  • Co 0 1.000%
  • Ni 0-1.00%
  • Cu 0-1.00%
  • REM 0-0.0100%
  • Zr 0-0.0500%
  • Ca 0-0. 0100%
  • Mg 0-0.0100%
  • Sn 0-0.50%
  • Sb 0-0.50%
  • the microstructure at the 1/4 depth position which is in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the base steel plate, has a volume fraction of martensite: 5 to 100%.
  • the remaining structure consists of one or two types of bainite and pearlite, and among the plating layers, the amount of adhesion of the ⁇ layer having an Fe content of 9 to 30% by mass is 40 g / m 2 or more, Bp is the maximum value of the B content in mass% in the plating layer, and Bq is the B content in mass% at the quarter depth position of the base steel plate. , the Bp is 1.2 times or more the Bq.
  • the chemical composition of the base steel sheet is, in mass%, Nb: 0.005 to 0.050%, V: 0.005 to 0.500%, W: 0.005-0.500%, Cr: 0.01-1.00%, Mo: 0.01-0.50%, Co: 0.01-1.000%, Ni: 0.01- 1.00%, Cu: 0.01-1.00%, REM: 0.0003-0.0100%, Zr: 0.0003-0.0500%, Ca: 0.0003-0.0100%, Mg : 0.0003 to 0.0100%, As: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.01 to 0.50%, and Sb: 0.01 to 0.50%, may contain one or more.
  • a hot stamped article having excellent rust resistance (corrosion resistance and paint film adhesion), a hot stamping steel sheet suitable as a material for the hot stamped article, and the hot stamping A method for manufacturing a steel plate can be provided.
  • thermoforming steel sheet according to one embodiment of the present invention hot stamping steel sheet according to this embodiment
  • hot stamped article according to one embodiment of the present invention hot stamped article according to this embodiment
  • their manufacturing methods will be sequentially described.
  • a steel sheet for hot stamping according to the present embodiment includes a base steel sheet and a zinc-based plating layer formed on the surface of the base steel sheet.
  • the zinc-based plating layer may be formed on one side of the base steel sheet, or may be formed on both sides.
  • the microstructure at the 1/4 depth position in the range of 1/8 to 3/8 of the thickness in the thickness direction from the surface of the base steel sheet has a volume ratio of It contains ferrite: 20-95%, pearlite: 5-80%, and the rest of the structure consists of bainite.
  • the reason why the microstructure at the 1/4 depth position is specified is that the microstructure at this position is a representative microstructure of steel sheets and has a strong correlation with the properties.
  • the volume fraction of ferrite is less than 20%, the proportion of hard structures such as martensite and bainite becomes too high, resulting in poor workability.
  • the volume fraction of ferrite exceeds 95%, the volume fraction of pearlite that becomes austenite during hot stamping heat treatment and martensite during die hardening cannot be ensured at 5% or more. In this case, the strength obtained after hot stamping is lowered, and sufficient strength cannot be obtained as a hot stamped product. Therefore, the volume ratio of ferrite is set to 20 to 95%.
  • perlite contains carbide, it contributes to high strength by hot stamping (heating and quenching). If the volume fraction of pearlite is less than 5%, the strength increase in hot stamping is insufficient, and the strength of the hot stamped product is reduced. Therefore, the volume ratio of pearlite is set to 5% or more.
  • the volume fraction of perlite is preferably 9% or more, more preferably 13% or more.
  • the pearlite volume ratio exceeds 80%, the ferrite volume ratio falls below 20%. Therefore, the volume ratio of pearlite is set to 80% or less.
  • pearlite refers to a structure in which ferrite and cementite are layered. In this embodiment, even if a part of cementite is divided or spheroidized, it is determined to be pearlite.
  • the total volume fraction of ferrite and pearlite is preferably 95% or more.
  • the microstructure may contain bainite with a volume fraction of 5% or less as the remainder other than ferrite and pearlite. Since bainite has a hard microstructure following ferrite and pearlite, it may be contained as long as it does not extremely increase the strength of the steel sheet for hot stamping. If the volume fraction of bainite exceeds 5%, the strength of the steel sheet increases more than necessary.
  • the volume fraction of bainite is preferably 2% or less, and may be 0%.
  • a sample is collected with a thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface, the observation surface is polished, nital etching is performed, and the thickness is increased in the thickness direction from the surface.
  • a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness from the surface centered at the 1/4 position is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electronscope) to measure the area ratio. and take it as the volume ratio.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electronscope
  • Ferrite, pearlite, and bainite can be judged by the following characteristics.
  • Ferrite is a bcc phase with equiaxed grains and no carbide inside.
  • Pearlite is a structure in which a bcc phase and cementite are layered, and can be distinguished by observation with an electron microscope.
  • Bainite can be either upper bainite containing cementite between the laths of the bcc phase having a lath-like morphology or lower bainite containing cementite having a single orientation relationship (with the same variant) within the laths. Even microstructures can be distinguished by electron microscopy.
  • Both the upper bainite and the lower bainite are hard and bring about high strength of the steel sheet for hot stamping, so both are bainite in this embodiment.
  • Martensite has multiple orientation relationships with fresh martensite consisting of bcc phases or bct phases in a lath-like form that does not contain carbides (lower bainite also contains cementite in its laths, but has only one orientation relationship.
  • tempered martensites containing cementite iron-based carbides
  • this method can also measure the volume fraction of martensite.
  • % regarding the content of each element means % by mass.
  • C 0.030-0.600% C is an effective element for increasing the strength of steel. If the C content is less than 0.030%, the maximum tensile strength (tensile strength) of the hot-stamped product cannot be sufficiently ensured. Therefore, the C content is made 0.030% or more.
  • the C content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.080% or more.
  • the C content should be 0.600% or less.
  • the C content is preferably 0.550% or less, more preferably 0.500% or less.
  • Si 0.01-1.50% Si is a solid solution strengthening element. If the Si content is 0.01% or more, the strength increases significantly, so the Si content is made 0.01% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.50%, not only does the effect saturate, but the Ac3 point rises, making it necessary to raise the heating temperature during hot stamping, which is not preferable. Therefore, the Si content is set to 1.50% or less.
  • Mn 0.10-2.50%
  • Mn is an element that enhances hardenability.
  • the Mn content is set to 0.10% or more.
  • the Mn content is set to 2.50% or less.
  • Al 0.001-0.100%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. If the Al content is less than 0.001%, a sufficient deoxidizing effect cannot be obtained, and a large amount of inclusions (oxides) will be present in the steel sheet. These inclusions are not preferable because they become starting points of breakage during hot stamping and cause breakage. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more. The Al content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the Ac3 point increases, the heating temperature during hot stamping needs to be increased, and the productivity decreases. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • Ti 0.010-0.100%
  • Ti is an element that contributes to increasing the strength and toughness of a hot-stamped product by strengthening fine grains by suppressing grain growth of austenite during the heating process of hot stamping.
  • Ti is an element that binds with N to form TiN, thereby suppressing B from becoming a nitride.
  • the Ti content is made 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably 0.012% or more, more preferably 0.015% or more.
  • the Ti content exceeds 0.100%, Ti carbides are formed, the amount of C that contributes to martensite strengthening is reduced, and the strength of the hot stamped body may be reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less.
  • the Ti content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • B 0.0005 to 0.0100% B diffuses into the plating layer during hot stamping, retards the reaction between Fe and Zn during hot stamping, and is an effective element for improving corrosion resistance and coating film adhesion.
  • the B content is made 0.0005% or more.
  • the B content is preferably 0.0007% or more, more preferably 0.0009% or more.
  • B content shall be 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, still more preferably 0.0030% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates in the vicinity of the thickness central portion of the steel sheet, and is also an element that embrittles the weld zone. Therefore, it is preferable that the P content is as small as possible.
  • the P content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content does not need to be specified (0% may be acceptable), but reducing the P content to less than 0.001% is economically disadvantageous, so the P content is set to 0.001%. It is good as above.
  • S 0.0100% or less S is an element that adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling.
  • the S content is preferably as small as possible, if the S content exceeds 0.0100%, the above-mentioned adverse effects become pronounced, so the S content is made 0.0100% or less.
  • the lower limit of the S content does not need to be specified (0% may be acceptable), but reducing the S content to less than 0.0001% is economically disadvantageous, so the S content is set to 0.0001%. It is good as above.
  • N 0.0150% or less
  • N is an element that forms coarse nitrides and deteriorates bendability and hole expansibility.
  • N is also an element that causes blowholes during welding.
  • the N content is preferably as small as possible, if the N content exceeds 0.0150%, the bendability and hole expansibility deteriorate significantly. Therefore, the N content is made 0.0150% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified (0% may be acceptable), but if the N content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, so the N content is set to 0.0001%. or more, or 0.0005% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O is an element that forms oxides and exists as inclusions in steel. These inclusions deteriorate the properties of the steel sheet for hot stamping. Although the smaller the O content is, the better (it may be 0%), the above tendency becomes remarkable when the O content exceeds 0.0100%. Therefore, the O content is made 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0050% or less.
  • reducing the O content to less than 0.0001% causes an excessive increase in cost, which is economically undesirable. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
  • the oxides mentioned here are oxides that exist as inclusions in the steel sheet, and are different from scales formed during hot stamping. Moreover, since the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment has a zinc-based plating layer, it is possible to suppress the formation of iron oxides on the surface of the base steel sheet.
  • the balance other than the above elements may be Fe and impurities.
  • the following elements may be contained as necessary.
  • the lower limit is 0% for both, since the optional element may not be included.
  • the properties of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment are not adversely affected.
  • Nb 0-0.050%
  • V 0-0.500%
  • W 0-0.500%
  • Nb, V, and W are elements that contribute to increasing strength and toughness by strengthening fine grains by suppressing grain growth of austenite during the heating process of hot stamping. For this reason, it may be contained.
  • the Nb content exceeds 0.050%, or the V content or W content exceeds 0.500%, carbides of these elements are formed, and the amount of C that contributes to martensite strengthening decreases, causing a decrease in the strength of the hot stamped product. Therefore, the Nb content should be 0.050% or less, and the V content and W content should each be 0.500% or less.
  • Cr 0-1.00% Mo: 0-0.50%
  • Co 0 to 1.000%
  • Ni 0-1.00%
  • Cu 0-1.00%
  • Cr, Mo, Co, Ni, and Cu are all elements that improve the hardenability during hot stamping, promote the formation of martensite, and contribute to increasing the strength of the hot stamped compact. This effect becomes remarkable when 0.001% or more of Co and/or 0.01% or more of each of Cr, Mo, Ni and Cu are contained. Therefore, it is preferable that the Co content is 0.001% or more, and the Cr content, Mo content, Ni content, and Cu content are each 0.01% or more. On the other hand, if the contents of these elements are excessive, the weldability, hot workability, etc.
  • the Cr content the Cu content and the Ni content are respectively 1.00% or less, the Co content is 1.000% or less, and the Mo content is 0.50% or less.
  • REM 0-0.0100%
  • Zr 0-0.0500%
  • Ca 0-0.0100%
  • Mg 0-0.0100%
  • REM, Zr, Ca and Mg may be contained.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal, and indicates Y and elements belonging to the lanthanide series including La and Ce. REM is often added as a misch metal, and in addition to La and Ce, it may contain lanthanide series elements in combination.
  • Sn 0-0.50%
  • Sb 0-0.50%
  • the As content is 0.020% or more and/or the Sn content and Sb content are each 0.02% or more.
  • the As content should be 0.100% or less, and the Sn content and Sb content should each be 0.50% or less.
  • the chemical composition mentioned above can be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). C and S may be measured using a combustion-infrared absorption method, and N may be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • B in the surface layer of the steel sheet is concentrated in the coating layer or at the interface with the coating layer by controlling the atmosphere during annealing.
  • the composition (element concentration) is different from the value at the 1/4 depth position or the total thickness average. For this reason, after removing a region of 150 ⁇ m from the surface of the base steel plate by polishing, component analysis is performed. If the above region is removed, it may be either the 1/4 depth position or the full thickness average.
  • B in the surface layer portion of the base steel sheet is concentrated on the surface, and B concentrated on the surface is diffused into the plating layer. Therefore, in the surface layer portion of the steel sheet for hot stamping, there may be a region where the B content (concentration) is lowered. Specifically, the B content at a position 10 ⁇ m in the depth direction (thickness direction) from the surface of the base steel plate is 0.80 times the B content at a depth position of 1/4 the thickness of the base steel plate. (80%) or less.
  • B is sufficiently diffused in the coating layer, and by suppressing the alloying reaction between the zinc coating layer and the base steel sheet during the hot stamping heat treatment, the Fe content is 9 to 30 mass. % of the .GAMMA .
  • addition of B to the plating bath is also conceivable. It was not possible to concentrate B in the coating layer, and it was not possible to suppress the alloying reaction between the zinc coating layer and the base steel sheet during the hot stamping heat treatment.
  • the B content in mass% at a depth of 10 ⁇ m from the surface of the base steel plate is obtained by cutting a test piece of width 50 mm ⁇ length 50 mm from the hot stamping steel plate, and measuring the B content in mass% by GDS. can be asked for.
  • the basis weight of the zinc-based coating layer formed on the surface of the base steel sheet is 90 g/m 2 or more on each side.
  • high rust prevention is required, such as suppression of red rust caused by corrosion in addition to suppression of swelling of the coating film.
  • Zn and Fe it is necessary to add Zn and Fe to the plating layer of the hot stamped body. It is necessary that the amount of adhesion of the .GAMMA.
  • B is contained in the zinc-based coating layer to delay the reaction between Fe and zinc (Zn), but even so, the basis weight of the zinc-based coating layer is less than 90 g/m 2 , the alloying reaction of iron and zinc proceeds excessively during the hot stamping heat treatment, and a ⁇ layer of 40 g/m 2 or more may not be ensured in the hot stamped compact.
  • the basis weight of the zinc-based plating layer is set to 90 g/m 2 or more.
  • the basis weight is preferably 95 g/m 2 or more.
  • Bps is 1.2 times or more of Bqs.
  • B in the zinc-based coating layer needs to diffuse from the steel sheet to the zinc-based coating layer during heat treatment.
  • excessive B content in the steel sheet leads to the formation of borides in the steel and prevents their enrichment in the zinc-based coating layer during heat treatment.
  • excessive B content in the steel excessively increases the strength of the hot-rolled steel sheet and embrittles it, making cold rolling and pickling, which are subsequent steps, difficult.
  • Sufficient alloying is achieved by setting the ratio of the maximum value (peak concentration) Bps of B in the zinc-based coating layer to the B content Bqs at the 1/4 depth position of the base steel plate to 1.2 times or more.
  • the adhesion amount of the ⁇ layer can be ensured to be 40 g/m 2 or more. If Bps/Bqs is less than 1.2, a sufficient effect cannot be obtained.
  • the upper limit is not defined, excessive concentration not only saturates the effect, but also makes the heat treatment time required for concentration too long, so from the viewpoint of economic rationality, it is preferably 5.0 or less. As a result of studies by the present inventors, it has been found that even if B is added to the plating bath, it is not possible to stably contain B in the plating layer because oxidation or the like occurs. Therefore, B is contained in the plating layer by concentrating B contained in the steel sheet on the surface of the steel sheet in the annealing process and plating in that state.
  • Bps/Bqs is obtained by the following method.
  • a test piece of 50 mm ⁇ 50 mm is cut out from a hot stamping steel plate, and elemental analysis is performed from the surface layer by GDS (glow discharge optical spectroscopy) to determine the mass% of B content in the zinc-based plating layer. can be measured.
  • GDS low discharge optical spectroscopy
  • a region where the Zn concentration is 70% by mass or more may be determined as the zinc-based coating layer.
  • the B content in mass% at the 1/4 depth position of the base steel plate is obtained by cutting a test piece of 50 mm width ⁇ 50 mm length from the hot stamped body and polishing it to the 1/4 depth position of the base steel plate.
  • Bqs is the average value of the B content in the range of 10 ⁇ m to 20 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface after polishing.
  • the reason why the B content is measured at this position is that the test piece after polishing may have deposits on the surface, which may lack quantification.
  • Bqs may be the average value of the B content at positions of 0 to 10 ⁇ m from the polished surface.
  • the average content in the range of 10 ⁇ m (10 to 20 ⁇ m, or 0 to 10 ⁇ m) in the plate thickness direction is defined as Bqs in order to eliminate the influence of slight segregation formed during casting.
  • the measurement range in the plate thickness direction is advantageous from the viewpoint of accuracy, but widening the measurement range in the plate thickness direction leads to an increase in measurement time. It is desirable to set the upper limit to 100 ⁇ m because the larger the measurement area in the depth direction, the longer it takes to measure the distribution of elements in the plate thickness direction with GDS.
  • the chemical composition of the zinc-based plating layer of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is not limited as long as it satisfies the above-mentioned Bps / Bqs and contains zinc.
  • the Zn content is preferably 80.0% or more, more preferably 85.0% or more.
  • Al forms an oxide on the surface layer during hot stamping heating and prevents Zn from evaporating during hot stamping heat treatment, thereby contributing to ensuring a ⁇ layer of 40 g/m 2 or more in the hot stamped compact. . Therefore, Al may not be contained, but in order to ensure stability of the ⁇ layer in the hot stamped body, the Al content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 1.00%, the formation of Al oxide becomes significant during hot stamping, and there is a risk that the formed oxide will adversely affect weldability and cause problems such as press die wear. increase. For this reason, the Al content is preferably 1.00% or less.
  • the Al content is more preferably 0.40% or less, still more preferably 0.35% or less.
  • the Fe content in the zinc-based plating layer of the hot stamping steel sheet is small, and Fe and Zn are Even if the alloying reaction proceeds, the time for the Fe content in the plating layer to be 30% or less is extended. In this case, it is preferable in that it is easy to secure a large amount of the ⁇ layer after the hot stamping heat treatment.
  • the Fe content in the plating layer can be controlled by alloying heat treatment after immersion in the plating bath.
  • the alloying heat treatment is not performed, or It is desirable to carry out the alloying heat treatment at a temperature of 490° C. or less.
  • the chemical composition and basis weight of the zinc-based plating layer can be obtained by the following methods.
  • the basis weight was determined by immersing all the zinc-based coating layers in a 5% HCl aqueous solution containing 0.02% of an inhibitor (Ibit 700A, Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) that suppresses the dissolution of Fe in the steel sheet at room temperature for 10 minutes. can be calculated by dissolving and calculating from the weight change before and after dissolution. Whether or not the dissolution of the zinc-based plating layer is completed is determined based on the termination of bubbling caused by hydrogen generation during dissolution.
  • the chemical composition of the zinc-based plating layer is measured by ICP analysis of the solution in which the zinc-based plating layer is dissolved.
  • the chemical composition measured by this method is the average chemical composition of the zinc-based plating layer.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment can ensure excellent rust resistance after hot stamping regardless of the strength.
  • the steel sheet for hot stamping is required to be easy to cut and press-form. Therefore, it is not preferable that the strength of the steel sheet for hot stamping, which is used for cutting and press forming, increases. For this reason, it is desirable that the tensile strength of the steel sheet for hot stamping is 980 MPa or less.
  • the steel plate for hot stamping according to this embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps. (I) a casting step of casting a steel ingot or slab having a predetermined chemical composition; (II) a hot rolling step of heating the steel ingot or the slab to 1100° C. or higher and performing hot rolling at a finish rolling temperature of 800° C. or higher to obtain a hot rolled steel sheet; (III) a winding step of winding the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling step in a temperature range of 600° C.
  • An annealing step in which annealing is performed to cool the steel plate surface temperature to 500 to 400 ° C.;
  • ⁇ Casting process> a steel ingot or slab having the same chemical composition as the steel plate for hot stamping according to the present embodiment is cast.
  • a continuously cast slab, a thin slab caster, or the like can be used.
  • the manufacturing method is also compatible with processes such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) where hot rolling is performed immediately after casting.
  • the cast steel ingot or slab is heated to 1100° C. or higher and hot rolled at a finish rolling temperature of 800° C. or higher to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the heating temperature is set to 1100° C. or higher.
  • the steel ingot or slab after casting has a temperature of 1100° C. or higher, hot rolling may be performed without heating.
  • the finish rolling temperature is lower than 800° C., the rolling load increases, which makes rolling difficult and causes shape defects in the steel sheet after rolling.
  • finish rolling temperature shall be 800 degreeC or more.
  • the upper limit of the finish rolling temperature does not need to be set particularly, but if the finish rolling temperature is excessively high, the heating temperature must be excessively high in order to ensure that temperature, so the finish rolling temperature should be 1100 ° C. or less. preferable.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process is wound in a temperature range of 600°C or less. If the coiling temperature exceeds 600° C., the thickness of oxides formed on the surface of the steel sheet increases excessively and the pickling property deteriorates, which is not preferable. In addition, B is concentrated in the iron oxide formed during winding, and the B content (concentration) in the surface layer of the steel sheet is reduced, so the B concentration in the surface layer of the steel sheet in the subsequent process is insufficient. It is not preferable because it becomes On the other hand, if the coiling temperature is less than 400°C, the strength of the hot-rolled steel sheet is extremely increased, and it is easy to induce sheet breakage and shape defects during cold rolling.
  • the winding temperature is desirable to set the winding temperature to 400° C. or higher.
  • softening is achieved by heating the coiled hot-rolled steel sheet in a box annealing furnace or continuous annealing equipment, it may be coiled at a low temperature of less than 400°C.
  • Roughly rolled sheets may be bonded together during hot rolling and finish rolling may be continuously performed. Alternatively, the rough-rolled sheet may be wound once.
  • the hot-rolled steel sheet after the coiling process is pickled and then cold-rolled at a reduction rate (cumulative reduction rate) of 30 to 80% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the purpose of pickling is to remove scale formed by hot rolling. Pickling is preferably performed using hydrochloric acid containing an inhibitor, but if the surface scale can be removed by pickling, other acids such as hydrochloric acid, sulfuric acid, nitric acid, etc., which do not use inhibitors, or a combination of these may be used. If the rolling reduction is less than 30%, it becomes difficult to keep the shape of the steel sheet flat, and the ductility of the final product deteriorates. Therefore, the draft is set to 30% or more.
  • the draft is set to 80% or less.
  • the rolling reduction is preferably 40 to 70%. It is not necessary to specify the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass.
  • the cold-rolled steel sheet is held in an annealing furnace in which the atmosphere has an oxygen potential of ⁇ 1.20 to ⁇ 0.50 and the temperature of the atmosphere is 650 to 800° C. for 30 seconds or more, and after holding , the steel plate is cooled to a surface temperature of 500 to 400°C. Since the annealing step is performed continuously with the subsequent plating step, it is preferable to perform the annealing step by passing the sheet through a continuous hot-dip galvanizing line. The reason why the annealing temperature (ambient temperature) is set to 650 to 800° C. in annealing is to soften the steel sheet and to concentrate B on the steel sheet surface.
  • the annealing temperature is in the range of 650 to 800° C., dislocations introduced during cold rolling are released by recovery, recrystallization, or phase transformation, so annealing in this temperature range is desirable. If the annealing temperature (ambient temperature) exceeds 750° C., austenite is formed during annealing, and the austenite tends to transform into bainite or martensite during subsequent cooling, resulting in hardening. In addition, since the diffusion of B is slower in austenite than in ferrite, it takes a long time to concentrate B in the surface layer, so in the plating process performed later, the concentration of B tends to decrease into the zinc-based plating layer. It is in.
  • the annealing temperature (ambient temperature) is preferably 750° C. or lower.
  • the steel sheet for hot stamping tends to harden compared to the case where the annealing temperature (ambient temperature) is 650 to 750°C.
  • the heat treatment time (annealing time) is 650 to 750°C.
  • both are limited. Therefore, even when the annealing temperature (ambient temperature) is more than 750° C. and 800° C. or less, the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment can be obtained.
  • the annealing temperature is set to 650° C. or higher.
  • the oxygen potential of the atmosphere during annealing is set to -0.50 to -1.20. If the oxygen potential exceeds -0.50, not only is the effect of concentrating B in the surface layer saturated, but the oxygen potential in the furnace becomes too high, and the refractories and hearth rolls in the furnace deteriorate. If the oxygen potential is less than -1.20, B cannot be concentrated on the surface of the steel sheet during annealing, and as a result, the zinc-based coating layer cannot contain enough B.
  • the oxygen potential in the furnace is defined as log( PH2O / PH2 ), where PH2O is the partial pressure of water vapor in the atmosphere and PH2 is the partial pressure of hydrogen in the atmosphere. When the above oxygen potential is used, the dew point is about 0 to +20° C. in an atmosphere containing about 10% hydrogen, for example.
  • the holding time at 650 to 800° C. is less than 30 seconds, the enrichment of B on the steel sheet surface becomes insufficient.
  • the retention time exceeds 6000 seconds, not only the effect is saturated, but also the economical rationality is inferior, which is not preferable.
  • This annealing process concentrates B on the surface of the steel sheet. The reason why B is concentrated in the annealing process is that even if B is concentrated on the surface of the steel sheet in the hot rolling process, the B-enriched layer is removed by pickling or the like before subsequent cold rolling. , B cannot diffuse into the plating layer in the plating process.
  • the iron oxides formed during hot rolling and coiling are enriched with B, the concentration of B in the surface layer of the steel sheet is lowered, so that the concentration of B in the surface layer of the steel sheet in the subsequent process becomes insufficient.
  • the steel sheet After holding, the steel sheet is cooled to a surface temperature of 500 to 400° C. for the subsequent plating process. Since the temperature of the plating bath is generally about 450° C., immersing a steel sheet at a temperature of less than 400° C. in the plating bath causes problems such as solidification of the plating, which causes non-plating. On the other hand, when a steel sheet having a temperature exceeding 500° C. is immersed in a plating bath, zinc oxide is formed during plating, resulting in non-plating. Therefore, the steel sheet to be subjected to the plating process is cooled to 500-400°C. During cooling, the immersion temperature in the plating bath becomes constant by reducing the temperature difference within the plate, which contributes to the suppression of non-plating and uneven alloying, so the average cooling rate is less than 2.0 ° C./sec. Preferably.
  • the cold-rolled steel sheet after the annealing step is immersed in a plating bath to form a zinc-based plating layer having a basis weight of 90 g/m 2 or more.
  • the plating bath may be adjusted according to the chemical composition of the desired plating layer, and the temperature of the plating bath may be within a known range.
  • the basis weight of the zinc-based plating layer can be adjusted by wiping or the like after pulling up from the plating bath.
  • the steel sheet for hot stamping it is desirable to reduce the Fe content in the coating layer in order to form the ⁇ layer after the hot stamping heat treatment.
  • the cold-rolled steel sheet on which the system plating layer is formed is heated to 460 to 490° C. to be limitedly alloyed.
  • the term "alloying exclusively" means that the alloying heat treatment is performed so that the Fe content in the chemical composition of the zinc-based plating layer is less than 9.0%.
  • a heat treatment at a temperature exceeding 490° C. is not preferable because the Fe content in the steel sheet for hot stamping becomes 9.0% or more.
  • An alloying heat treatment at less than 460° C. requires a long time for alloying, resulting in lower thermal efficiency and time efficiency.
  • the heat treatment may be performed in a temperature range in which the alloying reaction does not proceed.
  • the cold-rolled steel sheet is cooled to 50°C or less, for example, to room temperature. Cooling conditions are not limited.
  • a hot-stamped product according to the present embodiment has a base steel plate and a plated layer containing Zn and Fe formed on the surface of the base steel plate.
  • the base material steel plate referred to here does not necessarily have to be a flat plate, and includes those in a state of being formed into various shapes by press working or the like.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment is obtained by hot-stamping the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment, as will be described later.
  • the plating layer of the hot stamped body is a plating layer containing Zn and Fe, which is formed by alloying Zn of the zinc-based plating layer on the surface of the steel sheet for hot stamping with Fe of the steel sheet by hot stamping. is.
  • the plated layer containing Zn and Fe a plurality of layers may be formed depending on the ratio of Zn and Fe.
  • the adhesion amount of the ⁇ layer composed of 30% by mass of the ⁇ phase is 40 g/m 2 or more.
  • This ⁇ layer is, for example, in mass %, Al: 0 to 1.00%, Fe: 9.0 to 30.0%, Si: 0 to 1.0%, Mg: 0 to 0.5%, Mn : 0-0.5%, Pb: 0-0.5%, Sb: 0-0.5%, Ni: 0-5.0%, Co: 0-5.0%, Mn: 0-5. 0%, P: 0-0.5%, B: 0.0005-0.0500%, and the balance is Zn and impurities.
  • the plating layer of the hot stamped body according to the present embodiment has one or more oxides of Al, Si, Mn and Zn as the outermost layer, a ⁇ layer on the base steel plate side, and further on the base steel plate side.
  • a zinc solid solution of Fe may be present. If the amount of the ⁇ layer with an Fe content of 9 to 30% by mass is less than 40 g/m 2 , sufficient rust prevention cannot be ensured. Therefore, the adhesion amount of the ⁇ layer is 40 g/m 2 or more.
  • the deposition amount of the ⁇ layer is preferably 45 g/m 2 or more.
  • the adhesion amount of the ⁇ layer may be less than 100 g/m 2 , 80 g/m 2 or less, or 60 g/m 2 or less. In the plated layers containing Zn and Fe, sacrificial corrosion resistance is lost when the Fe content of any layer exceeds 30% by mass.
  • a solid solution layer mainly composed of Fe may be formed at 5 g/ m.sup.2 or more, but the presence of this layer is not particularly limited.
  • Fe: 9 to 30 mass mainly composed of Zn % Zn--Fe alloy layer ( ⁇ layer) of 40 g/m 2 or more is within the scope of the hot stamped compact according to the present embodiment.
  • the plating layer may contain elements such as Ni, Co, Mn, P, and B for the purpose of further improving corrosion resistance and improving chemical conversion treatability.
  • the adhesion amount of the ⁇ layer is obtained by the following method.
  • the measurement of the ⁇ layer containing 9 to 30% by mass of Fe with Zn as the main component is performed by the following method. That is, the hot-stamped body was subjected to constant current electrolysis at -800 mV vs. 4 mA/cm 2 in an aqueous solution of NH 4 Cl: 150 g/l using a saturated calomel electrode as a reference electrode. Electrolysis is performed up to the ⁇ layer at the point where it greatly changes below SCE, and the electrolytic solution is measured by ICP to specify the adhesion amount and chemical composition.
  • the maximum value of the B content in mass% in the plating layer is Bp
  • the B content in mass% at the 1/4 depth position of the base steel sheet is When Bq, Bp is 1.2 times or more of Bq (Bp/Bq ⁇ 1.2).
  • Bp is 1.2 times or more of Bq
  • the rust resistance of the hot-stamped article can be enhanced.
  • the presence of B in the plating layer suppresses the alloying reaction between Fe and Zn during hot stamping, making it possible to secure a ⁇ layer of 40 g/m 2 or more.
  • Bp/Bq is made 1.2 or more.
  • Bp/Bq is preferably 1.3 or more, more preferably 1.4 or more.
  • Bp/Bq is obtained by the following method.
  • a test piece of 50 mm ⁇ 50 mm is cut out from the compact, and elemental analysis is performed from the surface layer by GDS (glow discharge optical spectroscopy) to measure the maximum value Bp of B in the plating layer. can.
  • the content of Zn or Fe may be used as a reference for identifying the plated layer or the base material. is defined as Bp.
  • the B content in mass% at the 1/4 depth position of the base steel plate is obtained by cutting a test piece of 50 mm width ⁇ 50 mm length from the hot stamped body and polishing it to the 1/4 depth position of the base steel plate. is carried out, and then the B content in mass% is measured by GDS.
  • the average value of the B content in the range of 10 ⁇ m to 20 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the molded body after polishing is defined as Bq.
  • Bq may be the average value of the B content at positions 0 to 10 ⁇ m from the surface after polishing, as long as the deposits can be removed.
  • the average content in the range of 10 ⁇ m (10 to 20 ⁇ m, or 0 to 10 ⁇ m) in the plate thickness direction is defined as Bq in order to eliminate the effect of slight segregation formed during casting.
  • the measurement range in the plate thickness direction is advantageous from the viewpoint of accuracy, but widening the measurement range in the plate thickness direction leads to an increase in measurement time. It is desirable to set the upper limit to 100 ⁇ m because the larger the measurement area in the depth direction, the longer it takes to measure the distribution of elements in the plate thickness direction with GDS.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment is obtained by subjecting the steel sheet for hot stamping according to the above-described embodiment to hot stamping. Since the chemical composition of the base steel sheet does not substantially change by hot stamping, the chemical composition of the base steel sheet of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment is the same as that of the base steel sheet of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment. It has the same chemical composition, scope and reason for limitation.
  • the microstructure of the hot-stamped article according to this embodiment must be controlled according to the desired strength of the article.
  • the tensile strength of the hot stamped product is 800 MPa or more
  • the martensite volume fraction is desirably 80% or more.
  • the balance other than martensite and ferrite is one or more (one or two) of bainite and pearlite. The rest may not be included.
  • the chemical composition and microstructure of the base steel sheet of the hot stamped product according to this embodiment can be measured in the same manner as the chemical composition and microstructure of the base steel sheet of the hot stamping steel sheet according to this embodiment.
  • the hot stamped product according to the present embodiment is a steel sheet for hot stamping in which B in the surface layer portion of the base steel sheet is concentrated on the surface and B concentrated on the surface is diffused into the coating layer. Since it is hot-stamped, there may be a region where the B content (concentration) is lowered in the surface layer of the base steel sheet of the hot-stamped product.
  • the B content at a depth of 10 ⁇ m from the surface of the base steel plate may be 80% or less of the B content at a depth of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate.
  • the strength of the hot-stamped product is not particularly specified, and excellent rust prevention can be ensured. However, since the main purpose of using a hot-stamped article is to secure a high-strength article, it is desirable that the hot-stamped article have a tensile strength of 800 MPa or more.
  • the tensile strength of the hot-stamped product may be 1000 MPa or higher or 1200 MPa or higher depending on the application.
  • the hot-stamped product according to this embodiment is obtained by subjecting the steel sheet for hot stamping according to this embodiment to hot stamping.
  • Hot stamping conditions may be within a known range, but the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is less affected by heating conditions during hot stamping, for example, heating temperature: 850 to 920 ° C., heating time: 180 to 600 seconds.
  • the material is cooled down to the martensitic transformation start temperature or less at an average cooling rate of 30° C./sec or more and molded.
  • the hot-stamped molded body may be cooled in a mold and made to have a single strength as a molded body. You can cool it down and make different strengths depending on the part.
  • the conditions in the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a slab having the chemical composition shown in Table 1 (unit: % by mass, balance: Fe and impurities) was cast. These slabs were hot rolled under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2 to produce hot-rolled steel sheets with a thickness of 4.0 mm. After the hot-rolled steel sheet was wound up and unwound, it was pickled and cold-rolled to a thickness of 2.0 mm to produce a cold-rolled steel sheet. After that, these cold-rolled steel sheets were passed through a continuous hot-dip galvanizing line, and subjected to annealing and plating to obtain steel sheets for hot stamping.
  • Table 1 unit: % by mass, balance: Fe and impurities
  • the steel plate is held for 120 seconds in the atmospheres shown in Tables 2-1 and 2-2, and cooled at an average cooling rate of 1.6 ° C./sec until the surface temperature reaches 500 to 400 ° C., A plating layer was formed on the surface by immersion in a plating bath having a bath temperature of 460°C. After that, it was cooled to 50° C. or lower.
  • Some steel sheets were exclusively alloyed at the temperatures listed in the table.
  • the microstructure of the base steel sheet of the obtained steel sheet for hot stamping and the chemical composition of the plating layer were measured by the methods described above. Bps/Bqs was also measured. The results are shown in Tables 2-3 and 2-4.
  • the rest of the chemical composition of the plating layer other than B, Fe, and Al was Zn and impurities including Mn, Si, Cr, Ti, etc. mixed from the steel sheet.
  • Hot stamping was performed on these steel sheets for hot stamping (A1 to m1).
  • A1 to m1 For hot stamping, as shown in Tables 3-1 and 3-2, two samples were prepared for each example, and the samples were inserted into an air furnace with a furnace temperature of 860 to 950 ° C., one for 6 minutes, and the other for 6 minutes. After two types of heating for 9 minutes, the other was removed from the furnace and quenched using a mold (cooling to the martensite transformation start temperature or less at an average cooling rate of 30 ° C / sec or more). bottom. Thus, a hot-stamped molded product was obtained.
  • the microstructure of the base steel plate and the amount of the ⁇ layer deposited on these hot-stamped products were measured by the method described above. Also, the maximum value of the B content in the plating layer was measured by the method described above to obtain Bp/Bq.
  • the results are shown in Tables 3-1 to 3-4. However, in the table, the result of the test piece heated for 9 minutes is described as an example except for the adhesion amount of the ⁇ layer.
  • invention examples A-1 to C-6, C-10, C-11, C-13, C-14, C-17 to D-6, D -10, D-11, E-1 to E-2, F-1 to T-1, the steel plate has a predetermined chemical composition, a basis weight of 90 g / m 2 or more, and Bps is 1.2 of Bqs.
  • YA-1 to YC-6, YC-10, YC-11, YC-13, YC-14, YC-17 to YD-6, YD-10 obtained by hot stamping this , YD-11, YE-1 to YE-2, and YF-1 to YT-1 had high strength and excellent rust resistance.
  • the chemical composition is outside the predetermined range, or Bps is less than 1.2 times Bqs, which was obtained by hot stamping , YC-7 to YC-9, YC-12, YC-15, C-16, YD7 to YD-9, YD-12, YE3 to YE-5, Ya-1 to Yc-1, Ye-1 to Yf -1 and Yj-1 to Ym-1 were not sufficient in tensile strength and rust resistance.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet was too high and it broke in cold rolling, or P and S were too high and it broke in cold rolling. Cann't get through the process.
  • a hot stamping molded article that can be manufactured under a wide range of heating conditions and has excellent rust resistance (corrosion resistance and paint film adhesion), and a hot stamping suitable as a material for the hot stamped molded article
  • rust resistance corrosion resistance and paint film adhesion
  • a hot stamping suitable as a material for the hot stamped molded article A steel sheet and a method for manufacturing the steel sheet for hot stamping can be provided.

Abstract

このホットスタンプ用鋼板は、所定の化学組成を有する母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト：２０～９５％、パーライト：５～８０％、を含有し、残部組織がベイナイトからなり、前記亜鉛系めっき層の、目付量が９０ｇ／ｍ２以上であり、前記亜鉛系めっき層中のＢ含有量の最大値をＢｐｓとし、前記母材鋼板の前記１／４深さ位置でのＢ含有量をＢｑｓとしたとき、ＢｐｓがＢｑｓの１．２倍以上である。

Description

ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ用鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法、並びに、ホットスタンプ成形体に関する。
　本願は、２０２２年０１月０６日に、日本に出願された特願２０２２－００１０２４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車のドアガードバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されている。材料面では、軽量化のためには、薄肉化が有効である。しかしながら、材料を単純に薄肉化すると、部材の耐荷重が低下する。そのため、薄肉化しても強度および衝突安全性が確保されるように、自動車部品の材料として用いられる鋼板には、高強度化が求められている。
　しかしながら、材料の成形性は一般に、強度が上昇するのに伴って劣化する。そのため、上記部材の軽量化を実現するには、その材料（素材）となる鋼板には、優れた成形性と高強度との両方を具備することが求められる。
　高強度と同時に優れた成形性を有する鋼板として、例えば特許文献１や特許文献２に開示される、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があり、このＴＲＩＰ鋼は、近年用途が拡大しつつある。しかしながら、ＴＲＩＰ鋼は、成形時の深絞り性や伸びは改善されるものの、鋼板強度が高いため、プレス成形後の部材の形状凍結性が悪いという問題を有している。
　また、特許文献３、４には、引張強さが１４７０ＭＰａ以上の冷間プレス用の超ハイテンが開示されている。しかしながら、これらの鋼板は、冷間加工による水素脆化に対する配慮はなされているものの、シャー切断やトリム時の刃の損耗が大きい。あるいは、プレス荷重が高すぎてしまい冷間プレスできないという課題を有する。このことから、自動車部品用の鋼板の更なる高強度化には大きな課題があった。
　このような課題に対し、特許文献５に示されるような、軟質な鋼板を所定のサイズに切断後、鋼板を８００℃以上のオーステナイト単相域まで加熱した後、特許文献５に開示されているようなオーステナイト単相域でプレス成形を行い、その後焼き入れを行うホットスタンプと呼ばれる手法が存在する。このホットスタンプを適用することで、シャーやトリムの損耗を抑制し、プレス荷重を抑えつつ、９８０ＭＰａ以上の高強度かつ形状凍結性に優れた部材の製造が可能である。
　しかしながら、ホットスタンプでは、鋼板を加熱炉に挿入する、あるいは、大気中で通電加熱や遠赤外加熱によって８００℃を超えるような高温まで加熱する。そのため、ホットスタンプ用鋼板の表面にめっきを付与しておいてもめっきと地鉄との反応が進んでしまいめっきの特性が失われてしまうという課題があった。そのため、ホットスタンプに供する鋼板（ホットスタンプ用鋼板）にめっきを行うことが、スケール抑制の観点では活用可能なものの、ホットスタンプ後に成形体の防錆性の確保には十分寄与しない場合がある、という課題があった。
　これらの課題に対し、特許文献６及び７には、めっき層中にＳｉやＡｌを含有させて、亜鉛の揮発を抑制することで、Ｆｅを質量％で９％以上３０％以下含む亜鉛めっきを、３０ｇ／ｍ２以上の付着量で形成したホットスタンプ成形体が開示されている。
　特許文献６及び７のホットスタンプ成形体は、亜鉛の揮発を抑制することで成形体での亜鉛めっきの確保が可能である。しかしながら、亜鉛の揮発を抑制したとしても、ホットスタンプ加熱中にはＦｅと亜鉛との合金化反応が進行することから、亜鉛めっき層中のＦｅの質量％を９～３０％の範囲で安定して制御することが難しいという課題を有していた。特に、加熱温度が高くなる、または、加熱時間が長くなる場合に、Ｆｅと亜鉛との合金化反応が過剰に進行し、亜鉛めっき層中のＦｅが、質量％で３０％超となり、防錆性が失われるという課題を有していた。加えて、ＦｅとＺｎとの合金化反応はめっき層と母材の界面から不均一に生じることから、合金化反応に伴ってめっき層の表面に凹凸が形成され、自動車部品の防錆処理として不可欠である電着塗装の膜厚が不均一になる、即ち、電着塗装後の表面が平坦な場合、めっき層凸部の電着膜厚が薄くなり、結果として、塗膜の剥離による耐食性低下といった課題があった。そのため、上記課題の解決が求められていた。
日本国特開平１－２３０７１５号公報 日本国特開平２－２１７４２５号公報 日本国特許第６３５４９２１号公報 日本国特許第５３６５２１６号公報 日本国特許第３５８２５１２号公報 日本国特許第４６７１６３４号公報 日本国特許第４７３３５２２号公報
　上述の通り、従来技術においては、耐食性及び塗膜密着性を含む優れた防錆性を有するホットスタンプ成形体の安定製造には課題があった。
　本発明は、上記の事情に鑑み、ホットスタンプ時の加熱条件の影響が小さく（広い加熱条件で製造が可能であり）、かつ、優れた防錆性を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層中へＢを濃化させることでＦｅ（鉄）とＺｎ（亜鉛）との合金化反応を遅延させ、広いホットスタンプ熱処理条件範囲で、質量％で９～３０％のＦｅを含むΓ相を有するめっき層を有する、ホットスタンプ成形性を得ることが可能となること、このホットスタンプ成形体では、耐食性が高く、かつ、化成処理及び電着処理を行った際の塗膜剥離を抑制可能なことを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．６００％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．５０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ａｓ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト：２０～９５％、パーライト：５～８０％、を含有し、残部組織がベイナイトからなり、前記亜鉛系めっき層の、目付量が９０ｇ／ｍ２以上であり、前記亜鉛系めっき層中のＢ含有量の最大値をＢｐｓとし、前記母材鋼板の前記１／４深さ位置でのＢ含有量をＢｑｓとしたとき、ＢｐｓがＢｑｓの１．２倍以上である。
　［２］［１］に記載のホットスタンプ用鋼板において、前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量でＦｅ：９．０％未満を含んでもよい。
　［３］［１］または［２］に記載のホットスタンプ用鋼板において、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．００５～０．５００％、Ｗ：０．００５～０．５００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．０００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００３～０．０５００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、Ａｓ：０．００１～０．１００％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、及びＳｂ：０．０１～０．５０％、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。
　［４］本発明の別の態様に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．６００％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．５０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ａｓ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学成分を有する鋼塊またはスラブを、鋳造する鋳造工程と、前記鋼塊または前記スラブを、１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が８００℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、６００℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、３０～８０％の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが－１．２０～－０．５０であり、前記雰囲気の温度が６５０～８００℃である焼鈍炉内に、３０秒以上保持し、鋼板表面温度が５００～４００℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が９０ｇ／ｍ２以上の亜鉛系めっき層を形成する、めっき工程と、前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、５０℃以下まで冷却する、冷却工程と、を備える。
　［５］本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形体は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたＺｎとＦｅとを含むめっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．６００％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．５０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ａｓ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置のミクロ組織が、体積率で、マルテンサイト：５～１００％、フェライト：０～９５％、を含有し、残部組織がベイナイト及びパーライトの１種または２種からなり、前記めっき層のうち、Ｆｅ含有量が９～３０質量％であるΓ層の付着量が４０ｇ／ｍ２以上であり、前記めっき層中の質量％でのＢ含有量の最大値をＢｐ、前記母材鋼板の前記１／４深さ位置での質量％でのＢ含有量をＢｑとしたとき、前記Ｂｐが前記Ｂｑの１．２倍以上である。
　［６］［５］に記載のホットスタンプ成形体において、母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．００５～０．５００％、Ｗ：０．００５～０．５００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．０００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００３～０．０５００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、Ａｓ：０．００１～０．１００％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、及びＳｂ：０．０１～０．５０％、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。
　本発明の上記態様によれば、優れた防錆性（耐食性及び塗膜密着性）を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することができる。
　以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ用鋼板（本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板）、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体（本実施形態に係るホットスタンプ成形体）、及びそれらの製造方法について順次説明する。
［ホットスタンプ用鋼板］
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する。亜鉛系めっき層は、母材鋼板の片面に形成されていてもよいが、両面に形成されていてもよい。
＜母材鋼板＞
≪ミクロ組織≫
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト：２０～９５％、パーライト：５～８０％、を含有し、残部組織がベイナイトからなる。
　１／４深さ位置のミクロ組織を規定するのは、この位置のミクロ組織が鋼板の代表的なミクロ組織であり、特性との相関が強いからである。
　フェライトの体積率が２０％未満では、マルテンサイトやベイナイトといった硬質組織の割合が高くなりすぎてしまい加工性が低下する。一方、フェライトの体積率が９５％超では、ホットスタンプ熱処理時にオーステナイトとなり、金型焼き入れ時にマルテンサイトになるパーライトの体積率を５％以上確保できない。この場合、ホットスタンプ後に得られる強度が低下してしまい、ホットスタンプ成形体として十分な強度を得ることができない。そのため、フェライトの体積率を２０～９５％とする。
　パーライトは炭化物を含むことから、ホットスタンプ（加熱、焼き入れ）による高強度化に寄与する。パーライトの体積率が５％未満であると、ホットスタンプでの強度上昇が不十分となり、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、パーライトの体積率は、５％以上とする。パーライトの体積率は、好ましくは９％以上、より好ましくは１３％以上である。一方、パーライト体積率が、８０％超となるとフェライトの体積率が２０％を下回ってしまう。そのため、パーライトの体積率を８０％以下とする。ここで、パーライトとは、フェライトとセメンタイトとが層状になった組織を指す。本実施形態では、セメンタイトの一部が分断または、球状化した場合でもパーライトと判断する。
　フェライトとパーライトとは体積率の合計で９５％以上であることが好ましい。
　ミクロ組織は、フェライト、パーライト以外の残部として、体積率で５％以下のベイナイトを含んでも良い。ベイナイトは、フェライト、パーライトに引き続き硬質なミクロ組織であることから、ホットスタンプ用鋼板の強度を極端に増加させない範囲であれば、含有しても良い。ベイナイトの体積率が５％超であると、鋼板の強度が必要以上に増加する。ベイナイトの体積率は、好ましくは２％以下であり、０％でもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積率を測定し、それを持って体積率とする。
　面積率の測定に際し、３０００倍の倍率で視野サイズを１０００μｍ２以上として１０視野観察し、その平均値をもって面積率とする。また、フェライト、パーライト、ベイナイトは、以下の特徴で判断できる。
　フェライトは等軸な粒子であり内部に炭化物を含まないｂｃｃ相である。パーライトはｂｃｃ相とセメンタイトが層状になった組織であり、電子顕微鏡での観察によって判別可能である。ベイナイトは、ラス状の形態をしたｂｃｃ相のラス間にセメンタイトを含む上部ベイナイト、あるいは、ラス内に単一の方位関係を有する（同一のバリアントを持つ）セメンタイトを含む下部ベイナイトがあるがいずれのミクロ組織であっても、電子顕微鏡観察によって判別可能である。上部ベイナイト、下部ベイナイトのいずれも硬質であり、ホットスタンプ用鋼板の高強度化をもたらすことから、本実施形態ではいずれもベイナイトとする。マルテンサイトは炭化物を含まないラス状の形態をしたｂｃｃ相あるいはｂｃｔ相よりなるフレッシュマルテンサイトと、複数の方位関係を有する（下部ベイナイトもラス内にセメンタイトを含むが方位関係が１種類である点が異なる）セメンタイト（鉄基炭化物）を含む焼き戻しマルテンサイトが存在するが、いずれであっても、電子顕微鏡観察によって判別可能である。ここではマルテンサイトの体積率は測定する必要はないが、この方法でマルテンサイトの体積率も測定することができる。
≪化学組成≫
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成について説明する。以下、各元素の含有量に関する％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０３０～０．６００％
　Ｃは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満であると、ホットスタンプ成形体の引張最大強度（引張強さ）を十分に確保することができない。そのため、Ｃ含有量を０．０３０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．６００％を超えると、溶接性や加工性が不十分となる。そのため、Ｃ含有量は、０．６００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．５５０％以下、より好ましくは０．５００％以下である。
Ｓｉ：０．０１～１．５０％
　Ｓｉは、固溶強化元素である。Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすると強度の上昇が顕著になることから、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。
　一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、Ａｃ３点が上昇して、ホットスタンプ成形時の加熱温度を高める必要が生じるため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量を１．５０％以下とする。
Ｍｎ：０．１０～２．５０％
　Ｍｎは、焼き入れ性を高める元素である。Ｍｎ含有量を０．１０％以上とすることで、ホットスタンプ時の冷却過程でのフェライト変態を遅延させ、ホットスタンプ成形体のマルテンサイト体積率を５％以上とすることができる。そのため、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とする。
　一方、Ｍｎ含有量が２．５０％超では、焼き入れ性が高くなりすぎ、熱延鋼板の強度が高くなりすぎてしまい、冷間圧延を行った際に板破断を招く懸念がある。そのため、Ｍｎ含有量を２．５０％以下とする。
Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは、脱酸材として作用する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では十分な脱酸効果を得ることが出来ず、鋼板中に多量の介在物（酸化物）が存在することとなる。これら介在物は、ホットスタンプ時に破壊の起点となり、破断の原因となることから好ましくない。そのため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．１００％超では、Ａｃ３点が上昇し、ホットスタンプ時の加熱温度を増加させる必要が生じ、生産性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
　Ｔｉは、ホットスタンプの加熱過程において、オーステナイトの粒成長抑制による細粒強化により、ホットスタンプ成形体の強度上昇や靭性向上に寄与する元素である。加えて、Ｔｉは、Ｎと結合し、ＴｉＮを形成することで、Ｂが窒化物となることを抑制する元素である。この効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１２％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超では、Ｔｉ炭化物が形成され、マルテンサイトの強化に寄与するＣの量が低減し、ホットスタンプ成形体の強度が低下するおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量を０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｂ：０．０００５～０．０１００％
　Ｂは、ホットスタンプ中にめっき層に拡散し、ホットスタンプ時のＦｅとＺｎとの反応を遅延させ、耐食性及び塗膜密着性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００７％以上、より好ましくは０．０００９％以上である。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、めっき浴へＢを添加したとしても、酸化などが起こることからめっき層に安定してＢを含有させることができない。このことから、Ｂは母材鋼板に含有させ、後述するように焼鈍工程で鋼板表面に濃化させた上でめっきすることで、めっき層中に含有させる。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％超では、その効果が飽和するばかりでなく、鉄系の硼化物が析出して、Ｂの焼入れ性向上効果が得られなくなる。そのため、Ｂ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、鋼板の板厚中央部付近に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。そのため、Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に定める必要はない（０％でもよい）が、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、溶接性と、鋳造時及び熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると上記悪影響が顕著になるので、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に定める必要はない（０％でもよい）が、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｎ：０．０１５０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因になる元素でもある。Ｎ含有量は少ない方が好ましいが、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えると、曲げ性や穴拡げ性が顕著に劣化する。そのため、Ｎ含有量を０．０１５０％以下とする。Ｎ含有量の下限は、特に定める必要はない（０％でもよい）が、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、Ｎ含有量を０．０００１％以上、または０．０００５％以上としてもよい。
Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、酸化物を形成し、鋼中に介在物として存在する元素である。この介在物は、ホットスタンプ用鋼板の特性劣化をもたらす。Ｏ含有量は少ない方が好ましい（０％でもよい）が、Ｏ含有量が０．０１００％を超えると、上記傾向が顕著となる。そのため、Ｏ含有量を０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
　一方、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減することは、過度のコスト増加を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
　ここで述べる酸化物とは鋼板中に介在物として存在する酸化物であり、ホットスタンプの際に形成されるスケールとは異なる。また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は亜鉛系めっき層を有することから、母材鋼板表面への鉄酸化物の形成を抑制可能である。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。一方で、さらに、必要に応じて、以下の元素（任意元素）を含有してもよい。任意元素は含まなくてもよいので、いずれも下限は０％である。また、明確な効果の得られる範囲未満の含有量であっても、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の特性に悪影響を及ぼさない。
Ｎｂ：０～０．０５０％
Ｖ：０～０．５００％
Ｗ：０～０．５００％
　Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、ホットスタンプの加熱過程でのオーステナイトの粒成長抑制による細粒強化により、強度上昇や靭性向上に寄与する元素である。このことから、含有させてもよい。この効果を得る場合、Ｎｂ、Ｖ及び／またはＷの含有量をそれぞれ、０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｗ含有量は、それぞれ０．０１０％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％超、または、Ｖ含有量またはＷ含有量が、０．５００％超であると、これらの元素の炭化物が形成され、マルテンサイトの強化に寄与するＣ量が低減し、ホットスタンプ成形体の強度低下の原因となる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、Ｖ含有量、Ｗ含有量は、それぞれ０．５００％以下とする。
Ｃｒ：０～１．００％
Ｍｏ：０～０．５０％
Ｃｏ：０～１．０００％
Ｎｉ：０～１．００％
Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも、ホットスタンプ時の焼き入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進し、ホットスタンプ成形体の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Ｃｏを０．００１％以上、および／またはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上含有させることで顕著になる。そのため、Ｃｏ含有量を０．００１％以上、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量をそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、これらの元素の含有量が過剰になると、溶接性、熱間加工性などが劣化する、あるいは、ホットスタンプ用鋼板の強度が高すぎてしまい製造トラブルを招く。そのため、Ｃｒ含有量は、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ１．００％以下、Ｃｏ含有量は１．０００％以下とし、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
ＲＥＭ：０～０．０１００％
Ｚｒ：０～０．０５００％
Ｃａ：０～０．０１００％
Ｍｇ：０～０．０１００％
　ホットスタンプ成形体の靭性向上を目的に、さらに、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上を含有させてもよい。十分な効果を得る場合、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上を、０．０００３％以上含有させることが好ましい。これら元素は酸素やＳとの結合力が強いため、鋼板中に形成する粗大な酸化物や硫化物を、微細な酸化物へと変化させることから、ホットスタンプ成形体の靭性向上や衝突変形時の破断抑制に寄与する。
　一方、ＲＥＭ含有量、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量が、それぞれ０．０１００％を超えると、または、Ｚｒ含有量が０．０５００％を超えると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量は、それぞれ０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下とする。
　本実施形態において、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、Ｌａ、Ｃｅをはじめとするランタノイド系列に属する元素及びＹをさす。ＲＥＭは、ミッシュメタルにて添加されることが多く、また、ＬａやＣｅの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。
Ａｓ：０～０．１００％
Ｓｎ：０～０．５０％
Ｓｂ：０～０．５０％
　防錆性のさらなる向上を目的に、さらに、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂの１種又は２種以上を含有させてもよい。この効果を得る場合、Ａｓ含有量を０．０２０％以上、および／またはＳｎ含有量、Ｓｂ含有量をそれぞれ０．０２％以上とすることが好ましい。
　一方、Ａｓ含有量が０．１００％超、Ｓｎ含有量が０．５０％超、またはＳｂ含有量が０．５０％超であると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、Ａｓ含有量は０．１００％以下、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量は、それぞれ０．５０％以下とする。
　上述した化学組成は、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て測定すればよく、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は焼鈍時の雰囲気制御により、鋼板の表層部のＢをめっき層中、あるいは、めっき層との界面に濃化させることから、母材鋼板の表層部の化学組成（元素濃度）は１／４深さ位置あるいは全厚平均の値とは異なっている。このことから、母材鋼板表面から１５０μｍの領域を研磨によって除去したのち、成分分析を実施する。上記領域を除去した場合であれば、１／４深さ位置、あるいは、全厚平均のいずれであってもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、後述するように、母材鋼板の表層部のＢを表面に濃化させ、表面に濃化したＢをめっき層中に拡散させる。そのため、ホットスタンプ用鋼板の表層部では、Ｂ含有量（濃度）が低下した領域が存在する場合がある。
　具体的には、母材鋼板の表面から深さ方向（板厚方向）に１０μｍの位置におけるＢ含有量が、母材鋼板の板厚１／４深さ位置のＢ含有量の０．８０倍（８０％）以下であってもよい。
　この場合、めっき層中にＢが十分に拡散していることになるとともに、ホットスタンプ熱処理中の亜鉛めっき層と母材鋼板の合金化反応を抑制することで、Ｆｅ含有量が９～３０質量％であるΓ層の付着量が４０ｇ／ｍ２以上とすることが可能であり、防錆性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができるので好ましい。
　一方めっき浴へＢを含有させる方法として、めっき浴へのＢの添加も考えられるが、本発明者らの検討の結果、めっき浴温度が高温であることからＢが酸化物などの化合物となり、めっき層にＢとして濃化させることができずホットスタンプ熱処理中の亜鉛めっき層と母材鋼板との合金化反応を抑制することができなかった。
　母材鋼板の表面から１０μｍ深さ位置での質量％でのＢ含有量は、ホットスタンプ用鋼板から幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの試験片を切り出し、ＧＤＳにて質量％でのＢ含有量を測定して求めることができる。
＜亜鉛系めっき層＞
≪目付量≫
　母材鋼板の表面に形成された、亜鉛系めっき層の目付量は片面でそれぞれ９０ｇ／ｍ２以上である。
　特に、Ｂピラーアウターなどの可視部品に使用する場合、通常の塗膜の膨れ抑制に加えて、腐食によって生じる赤錆の抑制が必要となるなど、高い防錆性が必要とされる。ホットスタンプ用鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ成形体の、上記のような用途を想定した場合の防錆性を確保するためには、ホットスタンプ成形体のめっき層において、ＺｎとＦｅとの合金層のうちＦｅを質量％で９～３０％を有するΓ相からなる層であるΓ層の付着量が４０ｇ／ｍ２以上であることが必要となる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、後述するように、亜鉛系めっき層中にＢを含有させ、Ｆｅと亜鉛（Ｚｎ）との反応を遅延させるが、それでも、亜鉛系めっき層の目付量が９０ｇ／ｍ２未満であると、ホットスタンプ熱処理中に鉄と亜鉛の合金化反応が過剰に進み、ホットスタンプ成形体において、４０ｇ／ｍ２以上のΓ層を確保できない場合がある。このことから、亜鉛系めっき層の目付量を、９０ｇ／ｍ２以上とする。目付量は、好ましくは、９５ｇ／ｍ２以上である。
≪化学組成≫
　亜鉛系めっき層中のＢ含有量の最大値をＢｐｓとし、母材鋼板の１／４深さ位置でのＢ含有量をＢｑｓとしたとき、ＢｐｓがＢｑｓの１．２倍以上である、
　Ｂは、めっき層に濃化させることでＦｅとＺｎとの合金化反応を遅延させ、ホットスタンプ後（ホットスタンプ成形体）において、Γ層の付着量を４０ｇ／ｍ２以上確保することに寄与する。熱処理工程にて鋼板表面にＢが濃化層を形成することで、ホットスタンプ熱処理時の鉄と亜鉛の合金化反応が遅延するためである。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板において亜鉛系めっき層中のＢは熱処理中に鋼板から亜鉛系めっき層へと拡散させる必要がある。一方、鋼板中への過度のＢの含有は、鋼中での硼化物の形成を招き、熱処理中の亜鉛系めっき層への濃化を妨げる。加えて、鋼中への過度のＢ含有は熱延鋼板を過剰に高強度化し、脆化させることから、後の工程である冷間圧延や酸洗が困難となる。
　亜鉛系めっき層中のＢの最大値（ピーク濃度）Ｂｐｓと母材鋼板の１／４深さ位置でのＢ含有量Ｂｑｓとの比を１．２倍以上とすることで、十分な合金化遅延効果が得られ、ホットスタンプ成形体において、Γ層の付着量を４０ｇ／ｍ２以上確保することができる。Ｂｐｓ／Ｂｑｓが１．２未満では、十分な効果が得られない。
　上限は規定されないが、過度な濃化は効果が飽和するばかりでなく、濃化に必要な熱処理時間が長くなりすぎてしまうので、経済合理性の観点から５．０以下であることが好ましい。
　本発明者らの検討の結果、めっき浴へＢを添加したとしても、酸化などが起こることからめっき層に安定してＢを含有させることができないことが分かった。そのため、Ｂは鋼板に含まれるＢを、焼鈍工程で鋼板表面に濃化させ、その状態でめっきを行うことで、めっき層中に含有させる。
　Ｂｐｓ／Ｂｑｓは以下の方法で求める。
　Ｂｐｓの測定に当たっては、ホットスタンプ用鋼板から５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）にて表層から元素分析を行うことで、亜鉛系めっき層中のＢ含有量の質量％での最大値Ｂｐｓを測定することができる。亜鉛系めっき層ならびに母材鋼板のいずれであるかの特定は、Ｚｎの濃度が７０質量％以上となる領域を亜鉛系めっき層と判断すればよい。
　母材鋼板の１／４深さ位置での質量％でのＢ含有量は、ホットスタンプ成形体から幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの試験片を切り出し、母材鋼板の１／４深さ位置まで研磨を実施し、その後、ＧＤＳにて質量％でのＢ含有量を測定する。
　測定に当たっては、研磨後の表面から板厚方向に１０μｍの位置～２０μｍの位置の範囲のＢ含有量の平均値をＢｑｓとする。この位置でのＢ含有量を測定するのは、研磨後の試験片は表面に付着物が存在する可能性があり、定量性に欠ける場合があるからである。ただし、付着物を除去できるのであれば、研磨後の表面から０～１０μｍ位置のＢ含有量の平均値をＢｑｓとしても良い。板厚方向に１０μｍの範囲（１０～２０μｍ、または０～１０μｍ）の平均含有量をＢｑｓとするのは、鋳造時に形成するわずかな偏析の影響を除去するためである。一方、板厚方向の測定範囲を広げることは精度の観点では有利なものの、板厚方向の測定範囲を広げることは測定時間の長時間化を招くことになる。ＧＤＳでの板厚方向の元素分布測定は、深さ方向の測定領域が大きくなればなるほど、長時間を要することから１００μｍを上限とすることが望ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層の化学組成は、上述したＢｐｓ／Ｂｑｓが満足され、亜鉛を含んでいれば限定されないが、例えば、質量％で、Ｂ：０．０００５～０．０５００％、Ａｌ：０～１．００％、Ｆｅ：０．１～２０．０％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｇ：０～０．５％、Ｍｎ：０～０．５％、Ｐｂ：０～０．５％、Ｓｂ：０～０．５％、及び、残部：Ｚｎ及び不純物とすることができる。Ｚｎ含有量は、８０．０％以上とすることが好ましく、８５．０％以上とすることがより好ましい。
　特に、Ａｌはホットスタンプ加熱時に、表層に酸化物を形成して、ホットスタンプ熱処理中のＺｎの蒸発を防ぐことで、ホットスタンプ成形体におけるΓ層を４０ｇ／ｍ２以上確保することに寄与する。そのため、Ａｌは含まなくてもよいが、ホットスタンプ成形体でのΓ層の安定確保を目的とする場合、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、ホットスタンプ時にＡｌ酸化物の形成が顕著になり、形成した酸化物による溶接性への悪影響やプレス金型の損耗といった課題が発生するリスクが高まる。このことから、Ａｌ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．４０％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。
　また、亜鉛系めっき層の化学組成において、Ｆｅ含有量が、９．０％未満であると、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層中のＦｅ含有量が少なく、ホットスタンプ熱処理中にＦｅとＺｎの合金化反応が進んだとしてもめっき層中のＦｅ含有量が３０％以下となる時間が拡大する。この場合、ホットスタンプ熱処理後のΓ層を多量に確保しやすいという点で好ましい。めっき層中のＦｅ含有量はめっき浴浸漬後の合金化熱処理によって制御可能である。ただし、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板においては、ホットスタンプ熱処理後にΓ層を形成させるためにめっき層中のＦｅ含有量を低下させることが望ましいことから、合金化熱処理を実施しない、あるいは、４９０℃以下の温度で合金化熱処理を実施することが望ましい。
　亜鉛系めっき層の化学組成及び、目付量は、以下の方法で求めることができる。
　目付量は、鋼板中のＦｅの溶解を抑制するインヒビター（イビット７００Ａ、朝日化学工業株式会社）を０．０２％含有した５％のＨＣｌ水溶液に常温で１０分間浸漬して全ての亜鉛系めっき層を溶解し、溶解前後の重量変化から算出して求めることができる。亜鉛系めっき層の溶解が終了したか否かは、溶解している際の水素発生に起因する発泡の終了に基づいて判断する。亜鉛系めっき層の化学組成は、上記亜鉛系めっき層を溶解した溶液をＩＣＰ分析することで、亜鉛系めっき層の化学組成を測定する。本手法で測定する化学組成は亜鉛系めっき層の平均化学組成である。
＜ホットスタンプ用鋼板の強度＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、強度に関わらず、ホットスタンプ後に優れた防錆性を確保できる。ただし、ホットスタンプ後の成形体としては高い強度を確保することが求められるものの、ホットスタンプ用鋼板は、切断やプレス成形が容易であることが求められる。そのため、切断やプレス成形に供されるホットスタンプ用鋼板の強度が高くなることは好ましくない。このことから、ホットスタンプ用鋼板の引張強さは９８０ＭＰａ以下であることが望ましい。
［ホットスタンプ用鋼板の製造方法］
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。以下に説明しない条件は、公知の条件を適用できる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の工程を備える製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋼塊またはスラブを鋳造する鋳造工程と、
（ＩＩ）前記鋼塊または前記スラブを、１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が８００℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
（ＩＩＩ）前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、６００℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、
（ＩＶ）前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、３０～８０％の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
（Ｖ）前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが－１．２０～－０．５０であり、前記雰囲気の温度が６５０～８００℃である焼鈍炉内に、３０秒以上保持し、保持後、鋼板表面温度が５００～４００℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、
（ＶＩ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が片面あたり９０ｇ／ｍ２以上の亜鉛系めっき層を形成する、めっき工程と、
（ＶＩＩ）前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、５０℃以下まで冷却する、冷却工程。
　各工程の好ましい条件について説明する。
＜鋳造工程＞
　鋳造工程では、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板と同様の化学組成を有する鋼塊またはスラブを鋳造する。スラブとして、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターなどで製造したもの用いることができる。本製造方法は、鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
＜熱間圧延工程＞
　熱間圧延工程では、鋳造された鋼塊またはスラブを、１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が８００℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る。
　加熱温度が１１００℃未満では、仕上げ圧延温度の低下を招く。この場合、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良の原因となったりする。そのため、加熱温度は１１００℃以上とする。ただし、鋳造後の鋼塊、スラブの温度が１１００℃以上であれば、加熱せず、熱間圧延を行ってもよい。
　また、仕上げ圧延温度が、８００℃を下回ると圧延荷重が高くなり、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良の原因となったりする。そのため、仕上げ圧延温度は、８００℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は、特に定める必要はないが、仕上げ圧延温度を過度に高くすると、その温度を確保するため、加熱温度を過度に高くしなければならないので、仕上げ圧延温度は１１００℃以下が好ましい。
＜巻取工程＞
　熱間圧延工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、６００℃以下の温度域にて巻き取る。巻取温度が６００℃を超えると、鋼板表面に形成する酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化するので好ましくない。加えて、巻取り時に形成した鉄酸化物へＢが濃化し、鋼板の表層部のＢ含有量（濃度）が低下することから、後工程での鋼板の表層部へのＢ濃化が不十分になるため好ましくない。
　一方、巻取り温度が４００℃未満であると、極端に熱延鋼板の強度が増大して、冷間圧延時の板破断や形状不良を誘発し易いので、この後、冷間圧延を行う場合は、巻き取り温度を４００℃以上とすることが望ましい。ただし、巻き取った熱延鋼板を箱型焼鈍炉や連続焼鈍設備にて加熱することで軟質化を図るのであれば、４００℃未満の低温で巻き取っても構わない。
　熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
＜冷間圧延工程＞
　冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板に、酸洗を行った後、３０～８０％の圧下率（累積圧下率）で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。酸洗の目的は、熱延で形成したスケールの除去である。酸洗は、インヒビター入りの塩酸を用いて行うことが好ましいが、酸洗により表面のスケールを除去できるのであれば、インヒビターを用いない塩酸、硫酸、硝酸等の他の酸や、これらの複合物を用いて行ってもよい。
　圧下率が３０％未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、また、最終製品の延性が劣化する。そのため、圧下率は３０％以上とする。
　一方、圧下率が８０％を超えると、圧延荷重が大きくなりすぎて、冷間圧延が困難となる。そのため、圧下率は８０％以下とする。圧下率は、４０～７０％が好ましい。圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に規定する必要がない。
＜焼鈍工程＞
　焼鈍工程では、冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが－１．２０～－０．５０であり、前記雰囲気の温度が６５０～８００℃である焼鈍炉内に、３０秒以上保持し、保持後、鋼板表面温度が５００～４００℃となるように冷却する。
　焼鈍工程は、引き続いて行うめっき工程と連続的に行うため、連続溶融亜鉛めっきラインを通板することで行うことが好ましい。
　焼鈍に際し、焼鈍温度（雰囲気温度）を６５０～８００℃とするのは、鋼板の軟質化と共に鋼板表面へＢを濃化させるためである。焼鈍温度が６５０～８００℃の範囲であれば、冷間圧延時に導入された転位が、回復、再結晶、あるいは、相変態により解放されるので、この温度域で焼鈍を行うことが望ましい。焼鈍温度（雰囲気温度）が７５０℃超では、焼鈍時にオーステナイトが形成され、引き続く冷却時にオーステナイトがベイナイトやマルテンサイトへと変態し、硬質化する傾向にある。また、オーステナイトはフェライトに比較してＢの拡散が遅いため、表層へのＢ濃化に長時間を要することから、後に行うめっき工程で、亜鉛系めっき層中へとＢ濃化が低下する傾向にある。このことから、焼鈍温度（雰囲気温度）は、７５０℃以下とすることが好ましい。ただし、焼鈍温度（雰囲気温度）が７５０℃超８００℃以下であれば、焼鈍温度（雰囲気温度）を６５０～７５０℃とした場合に比較してホットスタンプ用鋼板が硬質化する傾向があり、防錆性確保のために熱処理時間（焼鈍時間）を長くする必要があるものの、いずれも限定的である。このことから、焼鈍温度（雰囲気温度）を７５０℃超８００℃以下とした場合であっても、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
　一方、焼鈍温度が６５０℃未満では、冷間圧延した鋼板を再結晶させることが困難となり、焼鈍の目的である軟質化が図れない。そのため、焼鈍温度を６５０℃以上とする。
　焼鈍の際の雰囲気の酸素ポテンシャルは－０．５０～－１．２０とする。酸素ポテンシャルが－０．５０超では、Ｂを表層に濃化させる効果が飽和するばかりでなく、炉内の酸素ポテンシャルが高くなりすぎてしまい、炉内の耐火物やハースロールが劣化する。酸素ポテンシャルが－１．２０未満では焼鈍中にＢを鋼板表面に濃化させることができず、結果的に亜鉛系めっき層中にＢを十分含有させることができない。
　炉内の酸素ポテンシャルとは、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）で定義され、ＰＨ２Ｏは雰囲気中の水蒸気分圧、ＰＨ２は雰囲気中の水素分圧である。
　上記の酸素ポテンシャルとした場合、例えば水素を１０％程度含む雰囲気であれば、露点は、０～＋２０℃程度となる。
　６５０～８００℃での保持時間が、３０秒未満では、鋼板表面へのＢの濃化が不十分となる。一方、保持時間が６０００秒超では、効果が飽和するばかりでなく、経済合理性に劣ることから好ましくない。
　この焼鈍工程により、鋼板の表面のＢが濃化する。焼鈍工程でＢを濃化させるのは、例えば熱間圧延工程でＢを鋼板の表面に濃化させても、その後の冷間圧延前の酸洗等によって、Ｂ濃化層が除去されてしまい、めっき工程でめっき層中にＢを拡散させることができないからである。また、熱延巻取り時に形成した鉄酸化物へＢが濃化すると、鋼板表層のＢ濃度が低下することから、後工程での鋼板表層へのＢ濃化が不十分になるからである。
　保持後は、引き続いて行うめっき工程のため、鋼板の表面温度が５００～４００℃になるように冷却する。
　一般的に、めっき浴の温度は４５０℃程度であることから、４００℃未満の鋼板をめっき浴に浸漬するとめっきが凝固するなどのトラブルが発生し不めっきの原因となる。一方、５００℃を超える鋼板をめっき浴に浸漬するとめっき中に亜鉛の酸化物ができてしまい不めっきが発生する。そのため、めっき工程に供する鋼板を、５００～４００℃に冷却する。冷却に際し、板内での温度差を低減することでめっき浴への浸漬温度が一定となり、不めっきや合金化ムラの抑制に寄与することから、平均冷却速度は２．０℃／秒未満であることが好ましい。
＜めっき工程＞
　めっき工程では、焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が９０ｇ／ｍ２以上の亜鉛系めっき層を形成する。めっき浴は、得たいめっき層の化学組成に応じて調整すればよく、めっき浴の温度は公知の範囲でよい。亜鉛系めっき層の目付量はめっき浴から引き上げた後に、ワイピングなどで調整することができる。
＜合金化工程＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板においては、ホットスタンプ熱処理後にΓ層を形成させるためにめっき層中のＦｅ含有量を低下させることが望ましいことから、合金化熱処理を実施しないか、あるいは、亜鉛系めっき層を形成した冷延鋼板を４６０～４９０℃に加熱し、限定的に合金化させる。ここで、限定的に合金化とは、亜鉛系めっき層の化学組成においてＦｅ含有量が、９．０％未満となるよう合金化熱処理を実施することを意味する。４９０℃を超える温度での熱処理は、ホットスタンプ用鋼板においてＦｅ含有量が、９．０％以上となるため好ましくない。４６０℃未満での合金化熱処理は合金化に長時間を要することから熱効率及び時間効率が低下する。ただし、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する目的で、合金化反応を進めない温度域で熱処理を実施しても構わない。
＜冷却工程＞
　めっき工程後、または合金化工程後の冷延鋼板は、５０℃以下、例えば室温まで冷却する。冷却条件は限定されない。
［ホットスタンプ成形体］
　次に本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたＺｎとＦｅとを含むめっき層と、を有する。
　ここでいう母材鋼板は、必ずしも平板である必要はなく、プレス加工等によって各種形状に成形された状態のものも含む。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、後述のように、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることによって得られる。
＜めっき層＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、ホットスタンプ用鋼板の表面の亜鉛系めっき層のＺｎがホットスタンプによって、鋼板のＦｅと合金化して生成した、ＺｎとＦｅとを含むめっき層である。
　ＺｎとＦｅとを含むめっき層では、ＺｎとＦｅとの割合によって、複数の層が形成される場合があるが、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、Ｆｅ含有量が９～３０質量％であるΓ相からなるΓ層の付着量が４０ｇ／ｍ２以上である。
　このΓ層は、例えば、質量％で、Ａｌ：０～１．００％、Ｆｅ：９．０～３０．０％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｇ：０～０．５％、Ｍｎ：０～０．５％、Ｐｂ：０～０．５％、Ｓｂ：０～０．５％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｏ：０～５．０％、Ｍｎ：０～５．０％、Ｐ：０～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．０５００％を含み、残部がＺｎ及び不純物よりなる化学組成を有する。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、最表層にＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＺｎの１種以上の酸化物、その母材鋼板側にΓ層、さらにその母材鋼板側にＦｅの亜鉛固溶体が存在してもよい。
　Ｆｅ含有量が９～３０質量％であるΓ層の付着量が４０ｇ／ｍ２未満では、十分な防錆性を確保することができない。そのため、Γ層の付着量は４０ｇ／ｍ２以上である。Γ層の付着量は、好ましくは４５ｇ／ｍ２以上である。付着量の上限は限定されないが、Γ層の付着量を１００ｇ／ｍ２未満としてもよく、８０ｇ／ｍ２以下または６０ｇ／ｍ２以下としてもよい。
　ＺｎとＦｅとを含むめっき層において、いずれの層もＦｅ含有量が３０質量％超では、犠牲防食性が失われる。一方、Ｆｅ含有量が９質量％未満では亜鉛めっき中のＦｅ含有量が低すぎて、めっきが軟らかく、傷つきやすいので好ましくない。
　Γ層以外の層として、Ｆｅを主体とした固溶層も５ｇ／ｍ２以上形成される場合があるが、この層の存在については特に制限を設けるものではない。
　ホットスタンプによる焼き入れ処理後に、塗膜密着性や化成処理性の向上を目的に、アルカリ液や酸液にて表面の酸化皮膜を除去しても、Ｚｎを主体としたＦｅ：９～３０質量％のＺｎ－Ｆｅ合金層（Γ層）が４０ｇ／ｍ２以上存在する限り本実施形態に係るホットスタンプ成形体の範囲内である。
　めっき層には、耐食性の一層の向上や、化成処理性の向上を目的としてＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂなどの元素を含有させる場合があるが、これらの元素を含んでいても、Ｚｎが主成分（例えば６０質量％以上）であり、Ｆｅ：９～３０質量％であれば、Γ層である。
　Γ層の付着量は以下の方法で求める。
　Ｚｎを主成分としてＦｅを９～３０質量％含有するΓ層の測定は、以下に示す手法にて実施する。即ち、ホットスタンプ成形体に対して、ＮＨ４Ｃｌ：１５０ｇ／ｌの水溶液中で４ｍＡ／ｃｍ２で飽和カロメル電極を参照電極として定電流電解により－８００ｍＶｖｓ．ＳＣＥ以下に大きく変化する点のΓ層までを電解し、電解液をＩＣＰにより測定し、付着量並びに化学組成を特定する。
　Ｆｅ：３０質量％超のＺｎ－Ｆｅ合金層の測定は、上記Γ層までの電解後、電解液を新しい液に代えて引き続き鉄の電位（約－５６０ｍＶｖｓ．ＳＣＥ）までを電解し、同様に電解液をＩＣＰにより測定する。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、めっき層中の質量％でのＢ含有量の最大値をＢｐ、母材鋼板の１／４深さ位置での質量％でのＢ含有量をＢｑとしたとき、ＢｐがＢｑの１．２倍以上（Ｂｐ／Ｂｑ≧１．２）である。
　ＢｐをＢｑの１．２倍以上とすることで、ホットスタンプ成形体の防錆性を高めることができる。詳細なメカニズムは不明なものの、めっき層中にＢが存在することで、ホットスタンプ時のＦｅとＺｎとの合金化反応が抑制され、Γ層を４０ｇ／ｍ２以上確保することが可能となるとともに、めっき層中のＦｅとＺｎの不均一な反応を抑制することで、めっき層の凹凸の形成が抑止されるためであると考えられる。この効果は、Ｂｐ／Ｂｑが１．２以上となるような場合に顕著となることから、Ｂｐ／Ｂｑを１．２以上とする。Ｂｐ／Ｂｑは、望ましくは、１．３以上であり、より望ましくは１．４以上である。
　Ｂｐ／Ｂｑは以下の方法で求める。
　Ｂｐの測定に当たっては、成形体から５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）にて表層から元素分析を行うことで、めっき層中のＢの最大値Ｂｐを測定することができる。めっき層ならびに母材のいずれであるかの特定は、ＺｎやＦｅの含有量を参考にすればよく、Ｚｎ中のＦｅ含有量が９～３０質量％となる領域をΓ層とし、めっき層中のＢ含有量の質量％での最大値をＢｐと定義する。
　母材鋼板の１／４深さ位置での質量％でのＢ含有量は、ホットスタンプ成形体から幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの試験片を切り出し、母材鋼板の１／４深さ位置まで研磨を実施し、その後、ＧＤＳにて質量％でのＢ含有量を測定する。
　測定に当たっては、研磨後の成形体の表面から板厚方向に１０μｍの位置～２０μｍの位置の範囲のＢ含有量の平均値をＢｑとする。この位置でのＢ含有量を測定するのは、研磨後の試験片は表面に付着物が存在する可能性があり、定量性に欠ける場合があるからである。ただし、付着物を除去できるのであれば、研磨後の表面から０～１０μｍ位置のＢ含有量の平均値をＢｑとしても良い。板厚方向に１０μｍの範囲（１０～２０μｍ、または０～１０μｍ）の平均含有量をＢｑとするのは、鋳造時に形成するわずかな偏析の影響を除去するためである。一方、板厚方向の測定範囲を広げることは精度の観点では有利なものの、板厚方向の測定範囲を広げることは測定時間の長時間化を招くことになる。ＧＤＳでの板厚方向の元素分布測定は、深さ方向の測定領域が大きくなればなるほど、長時間を要することから１００μｍを上限とすることが望ましい。
＜母材鋼板＞
≪化学組成≫
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述した本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板にホットスタンプを行うことで得られる。ホットスタンプによって、母材鋼板の化学組成は実質的に変化しないので、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材鋼板の化学組成は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成と、範囲及び限定理由が同じである。
≪ミクロ組織≫
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織は、目的とする成形体の強度に合わせて制御する必要がある。ホットスタンプ成形体の引張強さを８００ＭＰａ以上とする場合には、母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置において、体積率で、マルテンサイト：５～１００％、フェライト：０～９５％、を含有し、残部組織がベイナイト及び／またはパーライトからなるミクロ組織とする。マルテンサイトの体積率が、５％未満では十分な強度を得ることができない。
　ホットスタンプ成形体の引張強さを１０００ＭＰａ以上（例えば１２００ＭＰａ以下）の範囲とするのであれば、マルテンサイト体積率は１０％以上が望ましい。
　ホットスタンプ成形体の引張強さを１２００ＭＰａ超の範囲とするのであれば、マルテンサイト体積率は８０％以上が望ましい。
　マルテンサイト及びフェライト以外の残部は、ベイナイト及びパーライトの１種以上（１種または２種）である。残部は含まれなくてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材鋼板の化学組成及びミクロ組織は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成及びミクロ組織と同じ要領で測定することができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述したように、母材鋼板の表層部のＢを表面に濃化させ、表面に濃化したＢをめっき層中に拡散させたホットスタンプ用鋼板をホットスタンプしたものであるため、ホットスタンプ成形体の母材鋼板の表層部には、Ｂ含有量（濃度）が低下した領域が存在する場合がある。
　具体的には、母材鋼板の表面から１０μｍ深さ位置におけるＢ含有量が、母材鋼板の板厚１／４深さ位置のＢ含有量の８０％以下であってもよい。
［特性］
　ホットスタンプ成形体の強度は特に定めることなく、優れた防錆性を確保できる。
　ただし、ホットスタンプ成形体を用いる場合の大きな目的が高強度の成形体を確保することにあることから、ホットスタンプ成形体の引張強さは８００ＭＰａ以上であることが望ましい。用途に応じて、ホットスタンプ成形体の引張強さを１０００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以上としてもよい。
［ホットスタンプ成形体の製造方法］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板にホットスタンプを行うことで得られる。
　ホットスタンプ条件は公知の範囲でよいが、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ時の加熱条件の影響が少なく、例えば、加熱温度：８５０～９２０℃、加熱時間：１８０～６００秒で加熱した後、３０℃／秒以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却するとともに成形する条件を適用することができる。
　ホットスタンプ成形体は、金型で冷却し、成形体として単一の強度に作りこんでも構わないし、金型冷却と同時に、その一部を、空冷、あるいは、ヒーター等を併設した金型で徐冷し、部分によって強度を作り分けてもかまわない。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１（単位は質量％、残部はＦｅ及び不純物）に示す化学組成のスラブを鋳造した。
　これらのスラブに対し、表２－１、表２－２の条件で、熱間圧延を実施して、板厚が４．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を巻き取り、巻戻した後、酸洗を実施し、板厚が２．０ｍｍとなるまで冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造した。
　その後、これらの冷延鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、焼鈍及びめっきを行って、ホットスタンプ用鋼板とした。具体的には、表２－１、表２－２に示す雰囲気で１２０秒鋼板を保持し、表面温度が５００～４００℃となるまで１．６℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、浴温度が４６０℃のめっき浴に浸漬して、表面にめっき層を形成した。その後、５０℃以下まで冷却した。一部の鋼板においては、表に記載の温度で限定的に合金化させた。
　得られたホットスタンプ用鋼板の母材鋼板のミクロ組織及びめっき層の化学組成を、上記した方法で測定した。また、Ｂｐｓ／Ｂｑｓも測定した。
　結果を表２－３、表２－４に示す。めっき層の化学組成のＢ、Ｆｅ、Ａｌ以外の残部はＺｎ、及び、鋼板から混入したＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉなどを含む不純物であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　これらのホットスタンプ用鋼板（Ａ１～ｍ１）に対して、ホットスタンプを行った。
　ホットスタンプは、表３－１、表３－２に示すように、各実施例について２つの試料を用意し、試料を炉温が８６０～９５０℃の大気炉に挿入し、一方は６分、もう一方は９分となる２種類の加熱を実施後、それぞれを炉から取り出し、金型を用いた焼き入れ（３０℃／秒以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却）を実施した。これにより、ホットスタンプ成形体を得た。
　これらのホットスタンプ成形体の、母材鋼板のミクロ組織、Γ層の付着量を、上記した方法で測定した。また、上記した方法で、めっき層のＢ含有量の最大値を測定し、Ｂｐ／Ｂｑを求めた。結果を表３－１～表３－４に示す。ただし表には、Γ層の付着量以外については、一例として９分加熱した試験体の結果を記載した。
　また、より厳しい評価となる９分加熱の場合のホットスタンプ成形体について、以下の要領で、引張強さ及び防錆性を評価した。結果を表３－３、表３－４に示す。
［引張強さ］
　得られたホットスタンプ成形体から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を実施した。引張試験におけるクロスヘッド速度は、歪速度が０．００５ｓ－１で一定となる条件で実施した。
　引張強さが８００ＭＰａ以上であれば想定される目標値を満足すると判断した。
［防錆性］
（耐食性－塗膜フクレ）
　製造後のホットスタンプ成形体から、７０ｍｍ×１５０ｍｍのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドＬＡ３５（日本パーカーライジング社製）にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装（パワーニクス１１０：日本ペイント社製）を１５μｍ実施した後、クロスカットを施した。
　この試験片に対し、アメリカ自動車工業会規格ＳＡＥ－Ｊ２３３４に規定される腐食試験条件にて、３００サイクル実施後のクロスカット部からの塗膜フクレ幅（片側）を測定した。
　フクレ幅が１０ｍｍ以下のものを耐食性に優れると判断した。
［防錆性］
（耐食性－耐赤錆性）
　製造後のホットスタンプ成形体から６５ｍｍ×１２０ｍｍのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドＬＡ３５（日本パーカーライジング社製）にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装（パワーニクス１１０：日本ペイント社製）を実施し、厚さ１５μｍの塗膜を形成した後、サンプルの周囲および裏面を、樹脂テープでシールした後、ＪＩＳ　Ｇ　０５９４：２０１９に準じて、以下の低濃度塩水を使用した複合サイクル腐食試験を行った。
　この複合サイクル腐食試験は、１）塩水噴霧（１時間）、２）乾燥下（４時間）および３）湿潤下（３時間）の合計８時間を１サイクルとし、５０サイクル後の赤錆の発生状態を調べた。
　１）塩水噴霧（１時間）
　　塩化ナトリウム濃度：１ｇ／Ｌ、ｐＨ：６～７、温度：３５℃、噴霧量：８０ｃｍ２当り１．５ｍｌ／ｈ
　２）乾燥下（４時間）
　　温度：５０℃、湿度：３０％以下
　３）湿潤下（３時間）
　　温度：４０℃、湿度：９０％
　試験片の配置角度：鉛直から２０°
　そして、以下の基準で、耐食性を評価した。
　◎：赤錆発生なし、
　○：赤錆（微小なものを含む）が占める面積率が合計で５％未満
　△：赤錆が占める面積率が合計で５～２０％
　×：赤錆が占める面積率が合計で２０％超
　○であれば、許容範囲内、◎であれば、耐赤錆性に優れると判断した。
［防錆性］
（塗膜密着性）
　製造後のホットスタンプ成形体から、７０ｍｍ×１５０ｍｍのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドＬＡ３５（日本パーカーライジング社製）にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装（パワーニクス１１０：日本ペイント社製）を実施し、厚さ１５μｍの塗膜を形成した。
　この試験片に対し、塩温水浸漬試験を行って塗膜密着性を評価した。塩温水浸漬試験は、化成処理、電着塗装を施したサンプルにカッターで長さ４５ｍｍのクロスカット疵を付与した上で、サンプルを６０℃の５％ＮａＣｌ溶液に２４０時間浸漬し、浸漬後、水洗、乾燥した。
　乾燥後のサンプルに対し、カット疵部について粘着テープを貼り付けた後にはがすテープ剥離を行い、カット疵部の長さ方向に垂直な方向において塗膜が剥離した幅の最大値である最大剥離全幅を測定した。
　最大剥離全幅が５ｍｍ以下のものを耐塩温水密着性（塗膜密着性）が良好であると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表１～表３－４から分かるように、本発明例であるＡ－１～Ｃ－６、Ｃ－１０、Ｃ－１１、Ｃ－１３、Ｃ－１４、Ｃ－１７～Ｄ－６、Ｄ－１０、Ｄ－１１、Ｅ－１～Ｅ－２、Ｆ－１～Ｔ－１では、鋼板が所定の化学組成を有するとともに、目付量が９０ｇ／ｍ２以上、ＢｐｓがＢｑｓの１．２倍以上であり、これをホットスタンプして得られた、ＹＡ－１～ＹＣ－６、ＹＣ－１０、ＹＣ－１１、ＹＣ－１３、ＹＣ－１４、ＹＣ－１７～ＹＤ－６、ＹＤ－１０、ＹＤ－１１、ＹＥ－１～ＹＥ－２、ＹＦ－１～ＹＴ－１のホットスタンプ成形体は、高強度でかつ、防錆性に優れていた。
　一方、比較例であるＣ－７～Ｃ－９、Ｃ－１２、Ｃ－１５、Ｃ－１６、Ｄ７～Ｄ－９、Ｄ－１２、Ｅ３～Ｅ－５、ａ－１～ｃ－１、ｅ－１～ｆ－１、ｊ－１～ｍ－１では、化学組成が所定の範囲外である、あるいは、ＢｐｓがＢｑｓの１．２倍未満であり、これをホットスタンプして得られた、ＹＣ－７～ＹＣ－９、ＹＣ－１２、ＹＣ－１５、Ｃ－１６、ＹＤ７～ＹＤ－９、ＹＤ－１２、ＹＥ３～ＹＥ－５、Ｙａ－１～Ｙｃ－１、Ｙｅ－１～Ｙｆ－１、Ｙｊ－１～Ｙｍ－１では、引張強さ、防錆性が十分ではなかった。
　また、ｄ－１、ｇ－１～ｉ－１では、熱延鋼板の強度が高すぎてしまい冷間圧延で破断した、または、Ｐ、Ｓが高すぎてしまい冷間圧延で破断し、後工程を通板できなかった。
　本発明によれば、広い加熱条件で製造が可能であり、優れた防錆性（耐食性及び塗膜密着性）を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することができる。

Claims (6)

  1. 　母材鋼板と
    　前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、
    を有し、
    　前記母材鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０３０～０．６００％、
    Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
    Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１５０％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｗ：０～０．５００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｃｏ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０５００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ａｓ：０～０．１００％、
    Ｓｎ：０～０．５０％、
    Ｓｂ：０～０．５０％、及び
    残部：Ｆｅおよび不純物
    からなる化学組成を有し、
    　前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置のミクロ組織が、体積率で、
    　　フェライト：２０～９５％、
    　　パーライト：５～８０％、を含有し、
    　　残部組織がベイナイトからなり、
    　前記亜鉛系めっき層の、目付量が９０ｇ／ｍ２以上であり、
    　前記亜鉛系めっき層中のＢ含有量の最大値をＢｐｓとし、前記母材鋼板の前記１／４深さ位置でのＢ含有量をＢｑｓとしたとき、ＢｐｓがＢｑｓの１．２倍以上である、
    ことを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。
  2. 　前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、
    　Ｆｅ：９．０％未満を含む、
    ことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
  3. 　前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    Ｖ：０．００５～０．５００％、
    Ｗ：０．００５～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～１．０００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００３～０．０５００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、
    Ａｓ：０．００１～０．１００％、
    Ｓｎ：０．０１～０．５０％、及び
    Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
    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１または２に記載のホットスタンプ用鋼板。
  4. 　質量％で、Ｃ：０．０３０～０．６００％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．５０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ａｓ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学成分を有する鋼塊またはスラブを、鋳造する鋳造工程と、
    　前記鋼塊または前記スラブを、１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が８００℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、６００℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、
    　前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、３０～８０％の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが－１．２０～－０．５０であり、前記雰囲気の温度が６５０～８００℃である焼鈍炉内に、３０秒以上保持し、鋼板表面温度が５００～４００℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が９０ｇ／ｍ２以上の亜鉛系めっき層を形成する、めっき工程と、
    　前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、５０℃以下まで冷却する、冷却工程と、
    を備える、
    ことを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板の製造方法。
  5. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の表面に形成されたＺｎとＦｅとを含むめっき層と、
    を有し、
    　前記母材鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０３０～０．６００％、
    Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
    Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１５０％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｗ：０～０．５００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｃｏ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０５００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ａｓ：０～０．１００％、
    Ｓｎ：０～０．５０％、
    Ｓｂ：０～０．５０％、及び
    残部：Ｆｅおよび不純物
    からなる化学組成を有し、
    　前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲である１／４深さ位置のミクロ組織が、体積率で、
    　　マルテンサイト：５～１００％、
    　　フェライト：０～９５％、を含有し、
    　　残部組織がベイナイト及びパーライトの１種または２種からなり、
    　前記めっき層のうち、Ｆｅ含有量が９～３０質量％であるΓ層の付着量が４０ｇ／ｍ２以上であり、
    　前記めっき層中の質量％でのＢ含有量の最大値をＢｐ、前記母材鋼板の前記１／４深さ位置での質量％でのＢ含有量をＢｑとしたとき、前記Ｂｐが前記Ｂｑの１．２倍以上である、ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
  6. 　前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    Ｖ：０．００５～０．５００％、
    Ｗ：０．００５～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～１．０００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００３～０．０５００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、
    Ａｓ：０．００１～０．１００％、
    Ｓｎ：０．０１～０．５０％、及び
    Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
    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５に記載のホットスタンプ成形体。
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