(57)【要約】【課題】０．７％以上の高Ｓｉ量を含む亜鉛めっき鋼板をホットスタンプ用途に用いた場合に、溶接部の高い接合強度を維持したまま、不めっきの発生も抑制できるホットスタンプ用高Ｓｉ含有めっき鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下、同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有する熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気で焼鈍した後、めっきしてホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記焼鈍を、５００〜７００℃の範囲で３０〜２７０秒行なう。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下、同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有する熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気で焼鈍した後、めっきしてホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
前記焼鈍を、５００〜７００℃の範囲で３０〜２７０秒行なうことを特徴とするホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含むものである請求項１に記載の製造方法。
【請求項３】
前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含むものである請求項１または２に記載の製造方法。
【請求項４】
前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
【請求項５】
前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法。
【請求項６】
前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法。
【請求項７】
前記亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板である請求項１〜６のいずれかに記載の製造方法。
【請求項８】
素地鋼板がＣ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であることを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
前記めっき層中のＦｅ濃度が１６％以上である請求項８に記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
前記素地鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含む請求項８または９に記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１１】
前記素地鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含む請求項８〜１０のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１２】
前記素地鋼板は、更に、Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）含む請求項８〜１１のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１３】
前記素地鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含む請求項８〜１２のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１４】
前記素地鋼板は、更に、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含む請求項８〜１３のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１５】
請求項８〜１４のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項８、１０〜１４のいずれかに記載の成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで合金化を行なうことを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１６】
請求項９〜１４のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項８、１０〜１４のいずれかに記載の成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで５６０〜７５０℃で合金化を行なうことを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１７】
請求項９〜１４のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項８、１０〜１４のいずれかに記載の成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで合金化を行ない、更に４００〜７５０℃で再焼鈍を行なうことを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１８】
素地鋼板が請求項８、１０〜１４のいずれかに記載の成分組成を満たし、合金化溶融亜鉛めっき層を有するホットスタンプ部品であって、ＬＭＥクラックの深さが１０μｍ以下であり、かつ前記めっき層中のＦｅ濃度が７２％以上であることを特徴とするホットスタンプ部品。
【請求項１９】
請求項８〜１４のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られるホットスタンプ部品であって、
ＬＭＥクラックの深さが１０μｍ以下であり、かつめっき層中のＦｅ濃度が７２％以上であることを特徴とするホットスタンプ部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に自動車車体に適用される薄鋼板成形品の分野で好適に用いられるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板（ＧＩまたはＧＡ）を製造する方法、ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、およびホットスタンプ部品に関する。詳細には、０．７％以上の高いＳｉを含有していても、不めっきの発生が抑えられるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法、ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、およびホットスタンプ部品に関するものである。本発明のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車シャーシ、足回り部品、補強部品等の自動車用部品に好ましく用いられる。
【背景技術】
【０００２】
自動車用部品は、一般に鋼板をプレス成形して製造される。鋼板としては、熱延後、酸洗された鋼板（以下、熱延酸洗鋼板と呼ぶ。）や冷延鋼板が用いられるほか、耐食性向上の観点から、上記鋼板にめっきを施しためっき鋼板も使用される。めっき鋼板は、主に、亜鉛系めっき鋼板とＡｌ系めっき鋼板に大別されるが、耐食性などを考慮し、亜鉛系めっき鋼板が汎用されている。
【０００３】
また、近年では、高強度化と複雑な形状の両立が可能な技術として、鋼板（熱延酸洗鋼板、冷延鋼板、またはこれらを素地鋼板としためっき鋼板）を高温でプレスして製造するホットスタンプ技術が提案されている。ホットスタンプは、熱間成形、ホットプレスなどとも呼ばれており、上記鋼板を、オーステナイト＋フェライトの温度域（Ａｃ1変態点）以上の高温に加熱し、プレス加工する方法である。ホットスタンプ法によれば、高強度でありながら、複雑な形状の自動車用部品が得られる。
【０００４】
ホットスタンプ用途に用いられる鋼板として、本出願人は、特許文献１を開示している。特許文献１では、熱延酸洗鋼板や冷延鋼板を対象とし、これらの鋼板のＳｉ量を０．７％以上に高めると、スポット溶接部の接合強度が向上することを開示している。更に特許文献１では、ＴｉとＮとの関係を適切に制御し、Ｂを固溶した状態で存在させると、Ｓｉ量の増加による熱間成形性の劣化が抑えられることを開示している。
【０００５】
ところで、ＳｉのようにＦｅより酸化し易い元素（易酸化性元素）を多く含む鋼板を溶融亜鉛めっきを施す場合、めっき前の還元焼鈍時（例えば、連続溶融亜鉛めっきラインの還元炉における熱処理時）に鋼板内部のＳｉが表面側に拡散、濃化し、鋼板の最表面にＳｉＯ2などの酸化皮膜が安定して形成されるという現象が起きる。この酸化皮膜は、溶融亜鉛めっき時の亜鉛との濡れ性（めっき濡れ性）を阻害するため、めっき層に多量の不めっき部分が発生してしまう。このような不めっきの問題は、ホットスタンプ後においても見られ、ホットスタンプ後の成形品の著しい品質低下を招く。
【０００６】
そのため、ホットスタンプ用鋼板として、特許文献１のような熱延酸洗鋼板や冷延鋼板（めっき前の鋼板）でなく、亜鉛めっき鋼板を用いるときは、めっき濡れ性の低下を防止するため、Ｓｉ量を０．５％以下に低減した亜鉛めっき鋼板を用いることが多かった（例えば特許文献２および特許文献３）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００７−１６９６７９号公報
【特許文献２】特開２００７−５６３０７号公報
【特許文献３】国際公開第２０１０／０６９５８８号パンフレット
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献２および特許文献３のようにＳｉ量が少ないホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いると、スポット溶接部の溶接強度（スポット溶接部の接合強度ともいう。以下同じ）の低下が大いに懸念される。従って、特許文献１に記載のようにＳｉ量が０．７％以上と高く（よって、スポット溶接部の溶接強度が高められ）、しかも、Ｓｉの多量添加による不めっきの問題も生じない、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法の提供が望まれている。
【０００９】
また、上記亜鉛めっき鋼板を用いてホットスタンプを行ったときに、成形品に溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下、単に「ＬＭＥ」と記載する場合がある）による粒界割れ（以下、「ＬＭＥクラック」という場合がある）が発生する、といった問題がある。
【００１０】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、０．７％以上の高Ｓｉ量を含む亜鉛めっき鋼板をホットスタンプに用いた場合に、スポット溶接部の高い接合強度を維持したまま、不めっきの発生も抑制できるホットスタンプ用高Ｓｉ含有めっき鋼板の製造方法を提供すること、更に、ホットスタンプに供したときに、ＬＭＥクラックを抑制できるホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること、また更には、プレス生産性を低下させることなく、前記ＬＭＥクラックを抑制できるホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびＬＭＥクラックの抑制されたホットスタンプ部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的を達成し得た本発明に係るホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法は、Ｃ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下、同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有する熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気で焼鈍した後、めっきしてホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、上記焼鈍を、５００〜７００℃の範囲で３０〜２７０秒行なうところに要旨を有するものである。
【００１２】
本発明の好ましい実施形態において、前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含むものである。
【００１３】
本発明の好ましい実施形態において、前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含むものである。
【００１４】
本発明の好ましい実施形態において、前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）含むものである。
【００１５】
本発明の好ましい実施形態において、前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含むものである。
【００１６】
また本発明の好ましい実施形態において、前記熱延酸洗鋼板または冷延鋼板は、更に、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含むものである。
【００１７】
本発明の好ましい実施形態において、上記亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１８】
本発明には、素地鋼板がＣ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であるところに特徴を有するホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含まれる。
【００１９】
本発明の好ましい実施形態において、前記めっき層中のＦｅ濃度は１６％以上である。
【００２０】
本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含むものである。
【００２１】
本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含むものである。
【００２２】
本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）含むものである。
【００２３】
本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含むものである。
【００２４】
また本発明の好ましい実施形態において、前記素地鋼板は、更に、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含むものである。
【００２５】
本発明には、前記ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板Ａ（特には、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記（素地鋼板の）成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで合金化を行なうところに特徴を有する。
【００２６】
本発明には、前記ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板Ｂ（特には、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であると共に、めっき層中のＦｅ濃度が１６％以上である金化溶融亜鉛めっき鋼板）の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで５６０〜７５０℃で合金化を行なうところに特徴を有する。
【００２７】
本発明には、前記ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板Ｂの別の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記（素地鋼板の）成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで合金化を行ない、更に４００〜７５０℃で再焼鈍を行なうところに特徴を有する。
【００２８】
本発明には、素地鋼板が前記成分組成を満たし、合金化溶融亜鉛めっき層を有するホットスタンプ部品であって、ＬＭＥクラックの深さが１０μｍ以下であり、かつ前記めっき層中のＦｅ濃度が７２％以上であるところに特徴を有するホットスタンプ部品、および、前記ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られるホットスタンプ部品であって、ＬＭＥクラックの深さが１０μｍ以下であり、かつめっき層中のＦｅ濃度が７２％以上であるところに特徴を有するホットスタンプ部品も含まれる。
【発明の効果】
【００２９】
本発明では、０．７％以上のＳｉを含む鋼板（熱延酸洗鋼板または冷延鋼板）に対し、温度および時間が適切に制御された還元焼鈍を行なった後、亜鉛めっきを行なっているため、不めっきの発生もなく、且つ、スポット溶接部の接合強度が高いホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を提供することができた。更に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸化物の形成が抑えられており、ホットスタンプに供したときにＬＭＥクラックを抑制できるホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板、また更には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度が一定以上であり、ホットスタンプに供したときに、ブランクの加熱工程に長時間を要さずに（即ち、プレス生産性を低下させることなく）、ＬＭＥクラックを抑制できるホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】図１は、実施例におけるＬＭＥ実験の方法を示した概略説明図である。
【図２】図２は、実施例におけるサンプルの採取位置を示す図である。
【図３】図３は、実施例におけるＦＥ−ＳＥＭ観察写真である。
【図４】図４は、実施例におけるグロー放電発光分光分析結果を示す図であり、図４（ａ）は表４の実験Ｎｏ．３の分析結果、図４（ｂ）は表５の実験Ｎｏ．７９の分析結果を示している。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
まず本発明者らは、特許文献１に記載のホットスタンプ用の熱延酸洗鋼板または冷延鋼板（Ｓｉ量を０．７％以上に高めることによってスポット溶接部の接合強度向上を図ったもの）を、亜鉛めっき鋼板に適用しようとすると、Ｓｉ多量添加による不めっきの問題が生じることに鑑み、当該問題を解決するため、検討を重ねてきた。その結果、めっき前の還元焼鈍条件（還元性雰囲気下での熱処理温度および時間）を適切に制御すれば、Ｓｉの多量添加による上記メリット（スポット溶接部の接合強度向上）は維持されたまま、不めっきの問題を回避できるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。前記めっき前の還元焼鈍条件については後に詳述する。
【００３２】
また本発明者らは、ホットスタンプに供したときに前記ＬＭＥクラックの発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現すべく鋭意研究を重ねた。その結果、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面に、実質的に酸化物が存在しないようにすれば、前記ＬＭＥクラックを抑制できることを見出した。詳細は次の通りである。
【００３３】
まず本発明では、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸化物（以下「界面酸化物」ということがある）の量を定量的に把握すべく、後述する実施例で求める通り該めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度（以下「界面酸素濃度」ということがある）を評価指標に用いることとした。そして、後述する実施例に示す通り、ＬＭＥ深さを１０μｍ以下に抑制するための前記界面酸素濃度の上限値について検討したところ、該界面酸素濃度を０．５０（質量）％以下とすればよいことを見い出した。前記界面酸素濃度は、好ましくは０．４８％以下、より好ましくは０．４６％以下である。尚、生産性等の観点から、前記界面酸素濃度の下限値は、おおよそ０．１０％程度となる。前記界面酸素濃度は、後述する実施例に記載の方法で求められる。
【００３４】
前記界面酸化物の生成を抑えることによって、ＬＭＥを抑制できた理由について明確には判明できていないが、次の様に考えられる。即ち、めっき層は合金化が進むほど、めっき層の融点が高まるため、溶融亜鉛が減少してＬＭＥの発生が抑制される。上記めっき層の合金化は、素地鋼板からめっき層への合金成分の拡散により生じるが、酸化還元法を用いた場合のように、めっき層と素地鋼板の界面に酸化物（界面酸化物）が形成されると、素地鋼板からめっき層への合金成分の拡散、即ち、合金化の進行が阻害され、短時間の加熱では十分に合金化されない。これに対し、界面酸化物の極力存在しないめっき鋼板とすれば、素地鋼板からめっき層への合金成分の拡散が阻害されないため、加熱時間が短時間であってもＬＭＥが発生しない程度にまでめっき層を合金化することができると考えられる。
【００３５】
更には、プレス生産性を低下させることなく前記ＬＭＥクラックを抑制するための手段についても検討を重ねた。特に、ホットスタンプに供する亜鉛めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度に着目し、このＦｅ濃度とＬＭＥクラックの関係について精査した。その結果、下記に詳述する通り、めっき層中のＦｅ濃度を一定以上にすれば、プレス生産性を低下させることなくＬＭＥクラックを抑制できることを見い出した。
【００３６】
上記溶融亜鉛めっきは、加熱すると亜鉛が溶融する。この溶融した亜鉛の存在がＬＭＥクラックの原因となる。よって、ホットスタンプ時に生じるＬＭＥクラックを抑制するには、溶融した亜鉛が、成形時に極力存在しない状態とすることが有効である。ホットスタンプ工程における成形前の加熱を長時間とすることで、一旦溶融した亜鉛が合金化の進展により固相状態となり、溶融亜鉛は消失する。しかし上記加熱時間が長時間であると、プレス生産性が低下する。本発明では、前記めっき層中のＦｅ濃度を１６％以上とすることによって、前記亜鉛が加熱時に固相状態に変化しやすくなり、溶融亜鉛の消失に要する加熱時間の短縮化、すなわちプレス生産性の向上が可能となる。前記めっき層中のＦｅ濃度は、好ましくは２０％以上、より好ましくは２２％以上である。尚、パウダリングを抑制する観点から、前記めっき層中のＦｅ濃度の上限は８０％程度である。前記Ｆｅ濃度は、後述する実施例に記載の方法で測定される。
【００３７】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に用いる熱延酸洗鋼板または冷延鋼板、該方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板、更には、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られるホットスタンプ部品の素地鋼板の成分組成について説明する。
【００３８】
本発明に用いられる鋼板の化学成分は、上述したとおり、Ｓｉを０．７％以上に高めてスポット溶接部の接合強度を高めた点に特徴がある。
【００３９】
［Ｃ：０．１０〜０．５％］
Ｃは、固溶強化元素として、ホットスタンプ後の鋼板（部品、以下、ホットスタンプ成形品と呼ぶ場合がある。）の高強度化に寄与する元素である。ホットスタンプにより、所望とする９８０ＭＰａ以上の高強度を得るためには、Ｃ量の下限を０．１０％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．１７％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、ホットスタンプ成形品の溶接性が低下するため、その上限を０．５％とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
【００４０】
［Ｓｉ：０．７〜２．５％］
Ｓｉは、ホットスタンプ成形品のスポット溶接部の接合強度向上に寄与する元素である。またＳｉは、ホットスタンプの徐冷工程における焼き戻しを防止して部品の強度を保つ効果を有している。更にＳｉは、残留オーステナイトを生成して部品の延性向上にも寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．７％以上とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．７５％以上であり、より好ましくは０．８０％以上、更に好ましくは０．９０％以上、より更に好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板（熱延酸洗鋼板または冷延鋼板）製造時の圧造負荷が増大するほか、熱間圧延の際に素地鋼板表面にＳｉＯ2を含むスケールが発生し、めっき後の鋼板の表面性状が悪化するため、その上限を２．５％とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．１％以下である。
【００４１】
［Ｍｎ：１．０〜３％］
Ｍｎは、焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形品の高強度バラツキを抑えるために有用な元素である。またＭｎは、後述するめっきの合金化処理において合金化を促進させ、めっき層中のＦｅ濃度確保に寄与する元素でもある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を、１．０％以上とする。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板製造時の圧延負荷が増大するため、その上限を３％以下とする。Ｍｎ量の好ましい下限は１．２％以上、より好ましい下限は１．５％以上、さらに好ましくは１．７％以上であり、好ましい上限は２．８％以下、より好ましい上限は２．５％以下である。
【００４２】
［Ａｌ：０．０１〜０．５％］
Ａｌは脱酸のために必要な元素であり、そのため、Ａｌ量の下限を０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると上記効果が飽和するだけでなく、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、Ａｌ量の上限を０．５％とする。好ましくは０．３％以下である。
【００４３】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に用いる熱延酸洗鋼板または冷延鋼板、該方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板、更には、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られるホットスタンプ部品の素地鋼板は、上記成分を基本的に含み、残部：鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＰ、Ｓ、Ｎなどが挙げられる。
【００４４】
Ｐは、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、スポット溶接で形成されるナゲットの最終凝固面に偏析してナゲットが脆化し、接合強度が低下する。従ってＰ量は、０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。
【００４５】
ＳもＰと同様、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、接合強度が低下する。従ってＳ量は、０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下である。
【００４６】
Ｎは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性に悪影響を与える。またＮ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。そこでＮ量の上限は、０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は、通常０．００１％以上である。
【００４７】
本発明では、上記成分のほか、更に下記の選択元素を必要に応じて添加することができる。
【００４８】
［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは鋼材の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を発揮させるには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上（更に好ましくは０．００１０％以上）とするのがよい。一方、Ｂが０．００５％を超えると、ホットスタンプ成形品中に粗大なホウ化物が析出して成形品の靭性が劣化するため、好ましくは０．００５％以下（より好ましくは０．００４％以下）とする。
【００４９】
［Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、Ｎを固定して、Ｂによる焼入れ効果を確保する役割を持つ元素である。またＴｉは、組織を微細化する効果も併せ持つ。組織が微細化することで部品延性が向上する。こうした作用を充分に発揮させるために、Ｔｉ量は、０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰であると、鋼板の延性が劣化するため、Ｔｉ量を０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００５０】
［Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計で１％以下（０％を含まない）］
ＣｒおよびＭｏは、素地鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、これらの元素を含有させることによってホットスタンプ成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種類を併用しても良い。このような作用を有効に発揮させるためには、これら元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、２種類を併用するときは合計量である。）を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかしながら、これらの合計量が過剰になると、上記効果が飽和すると共に、コストも上昇するため、その上限を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
【００５１】
［Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．１％以下（０％を含まない）］
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖは組織を微細化する効果を有しており、組織が微細化することで部品の延性を向上させる効果を有する。このような効果を有効に発揮させるには、これら元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、２種類以上を併用するときは合計量である。）の下限を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、これらの元素の合計量が過剰になると、その効果が飽和してコストの上昇を招くため、その上限を０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００５２】
［Ｃｕおよび／またはＮｉ：合計で１％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、ホットスタンプ成形品に耐遅れ破壊性を付与したいときに、必要に応じて添加される元素である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種類を併用しても良い。このような作用を有効に発揮させるためには、これら元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、２種類を併用するときは合計量である。）を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、これらの量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となるため、その上限を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
【００５３】
以下、本発明の製造方法を、工程順に詳しく説明する。本発明に係る製造方法の概略は、以下のとおりである。
所定成分の鋼を鋳造→加熱→熱間圧延→酸洗（→必要に応じて、冷間圧延）→溶融亜鉛めっき工程（→必要に応じて、更に合金化工程）
そして本発明では、後に詳述する通り、溶融亜鉛めっき工程の焼鈍工程における、還元炉による焼鈍（還元性雰囲気下での熱処理）での焼鈍条件（温度および時間）を適切に制御したところに最大の特徴がある。
【００５４】
まず、上記成分を満足する鋼を鋳造し、加熱する。加熱条件は特に限定されず、通常用いられる条件を適宜採用することができるが、おおむね、１１００〜１３００℃の温度で行なうことが好ましい。
【００５５】
次いで、熱間圧延する。熱間圧延条件は特に限定されず、通常用いられる条件を適宜採用することができる。好ましい条件は、おおむね、以下のとおりである。
仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）：８００〜９５０℃
巻き取り温度（ＣＴ）：５００〜７００℃
【００５６】
上記熱延鋼板の好ましい板厚の上限は３．５ｍｍ以下である。好ましくは３．０ｍｍ以下、より好ましくは２．５ｍｍ以下である。
【００５７】
熱間圧延した後、酸洗し、熱延酸洗鋼板を作製する。この酸洗工程では、酸洗により、少なくとも熱延スケールが除去できれば良い。例えば熱延巻取り温度の高いコイルでは、熱延スケールと鋼板の界面近傍にＳｉやＭｎの酸化物による粒界酸化層が形成していることがあるが、粒界酸化の残存は、不めっきなどのめっき処理性に悪影響を及ぼさないため、当該酸性工程において、必ずしも上記粒界酸化まで除去する必要はない。但し、外観や粗さなどの表面性状安定化の観点からは、上記粒界酸化層を出来るだけ除去することが好ましく、粒界酸化層除去のために通常用いられる酸洗方法を適宜採用することができる。例えば、８０〜９０℃に加熱した塩酸などを用い、２０〜３００秒酸洗することが好ましい。このとき、塩酸中には適量の酸洗促進剤（例えばメルカプト基を有する化合物）やインヒビター（例えばアミン系有機化合物）を加えることが好ましい。
【００５８】
このようにして得られた熱延酸洗鋼板の好ましい厚さも、上記熱延鋼板と、おおむね、同じである。
【００５９】
上記酸洗の後、必要に応じて、更に冷間圧延し、冷延鋼板を作製しても良い。本発明の方法によって得られる亜鉛めっき鋼板は、特に、自動車の軽量化などを目的として自動車部材に好適に用いられるため、該亜鉛めっき鋼板を構成する素地鋼板は、寸法精度や平坦度の観点から、冷延鋼板であることが好ましい。
【００６０】
冷延率は、工場での生産性などを考慮すると、おおむね、２０〜７０％の範囲内に制御することが好ましい。このようして得られる冷延鋼板の好ましい板厚の上限は２．５ｍｍ以下である。より好ましくは２．０ｍｍ以下、更に好ましくは１．８ｍｍ以下である。
【００６１】
次いで、上記のようにして得られた熱延酸洗鋼板または冷延鋼板（以下、素地鋼板で代表させる場合がある。）を還元炉方式の連続めっき工程に付す。一般に、還元炉方式の溶融亜鉛めっきラインで行なわれる工程は、前処理工程、焼鈍工程、めっき工程（必要に応じて、合金化処理も行われる）に分かれている。溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程は、通常、還元炉と、冷却帯とから構成されており、本発明では、還元炉における焼鈍条件（還元性雰囲気下での熱処理温度と時間）を適切に制御したところに最大の特徴がある。勿論、本発明の方法は、上記態様に限定する趣旨ではなく、例えば、上記溶融亜鉛めっきラインを、無酸化炉方式の連続焼鈍ラインにて行なうこともできる。以下では、上記態様に基づき、説明する。
【００６２】
まず、上記素地鋼板に前処理を行う。前処理は、鋼板表面のオイル（油脂）や汚れを除去するために通常行なわれるものであり、代表的には、アルカリ脱脂によって行われる。アルカリ脱脂に用いられるアルカリは、油脂などを水溶性石鹸として除去できるものであれば特に限定されないが、例えば、苛性ソーダやケイ酸塩が好ましく用いられる。また、脱脂性を向上させるために、電解洗浄、スクラバー処理、脱脂液中への界面活性剤・キレート剤の添加処理を行なうこともできる。本発明では、鋼板表面が適切に脱脂されれば前処理の方法は限定されず、上述した処理をどのように組み合わせてもよい。前処理としてアルカリ脱脂を行なったときは、鋼板に付着した脱脂液を落とすため、ホットリンス（湯洗）され、ドライヤーなどで乾燥する。
【００６３】
次に、前処理された上記素地鋼板を還元炉に投入し、還元炉で焼鈍（還元性雰囲気下での熱処理）する。このときの焼鈍条件は、５００〜７００℃の範囲（焼鈍温度、均熱温度）での滞在時間（焼鈍時間、均熱時間）を３０〜２７０秒とする。上記温度域での焼鈍処理を均熱処理とも呼ぶ。焼鈍温度の下限値は、好ましくは５３０℃、より好ましくは５６０℃、更に好ましくは６００℃である。焼鈍温度の上限値は、好ましくは６８０℃、より好ましくは６６０℃である。焼鈍時間の下限値は、好ましくは６０秒、より好ましくは９０秒である。焼鈍時間の上限値は、好ましくは２４０秒、より好ましくは２１０秒である。なお、省エネルギーの観点から、還元炉に入る前に、排ガスを用いた還元性雰囲気の予熱炉にて、前処理後の鋼板を予熱してもよい。このときの予熱条件は、還元性雰囲気であれば特に限定されない。
【００６４】
上記の焼鈍条件は、Ｓｉの表面への濃化（Ｓｉ系酸化物の生成）を抑制し、素地鋼板表面に形成される極薄いＦｅ系酸化物を還元して不めっきをなくすとの観点から、多くの基礎実験によって決定されたものである。焼鈍温度の上限・下限、焼鈍時間の上限・下限のそれぞれが、上記範囲を外れる場合は、不めっきが発生する（後記する実施例を参照）。特に焼鈍温度が高過ぎたり、焼鈍時間が長過ぎると、Ｓｉ系酸化物が表面に形成され易くなり、不めっきが発生し易くなる。一方、焼鈍温度が低過ぎたり、焼鈍時間が短過ぎると、Ｆｅ系酸化物が残存し易くなり、やはり、不めっきが発生し易くなる。
【００６５】
具体的に上記焼鈍条件は、不めっきが発生しないように、焼鈍時の温度と時間とのバランスによって適切に制御することが好ましい。例えば、焼鈍温度が高い場合は焼鈍時間を短くすることができ、一方、焼鈍温度が低い場合は、焼鈍時間を長くすることも可能である。
【００６６】
なお、後記する実施例では、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の段階（ホットスタンプの前）で、不めっきの有無を観察しているが、この段階で不めっきが５％以下に抑制されていれば、ホットスタンプの均熱時に当該不めっきは消失するため、ホットスタンプ後の製品においても不めっきは見られないことを確認している。
【００６７】
また上記焼鈍温度の範囲で還元焼鈍を行う実験により、界面酸素濃度が０．５０％以下になることを確認している。一方、Ｓｉ添加鋼で一般的に行われている酸化還元法では、界面酸素濃度を０．５０％以下にすることは困難である。
【００６８】
更に、めっき層中のＦｅ濃度を容易に高める観点からは、焼鈍温度を、前記範囲（５００〜７００℃）の中でも低めとすることが好ましい。例えば、前記焼鈍温度を５００〜６５０℃とすることが好ましく、より好ましくは５００〜６００℃である。また、この様に焼鈍温度を低めとする場合、焼鈍時間は長めとすることが好ましく、例えば焼鈍時間を４５秒以上とすることが好ましく、より好ましくは６０秒以上である。
【００６９】
なお、ホットスタンプ用途とは離れて、一般に、本発明のように多量のＳｉを含む鋼を亜鉛めっきする場合、不めっきの発生を防止するため、例えば、焼鈍工程の前にプレめっきを行なう方法や、還元炉での還元焼鈍の前に酸化を行なう酸化還元法を行なう方法などが採用されている。しかし本発明では、以下に詳述するように適切な還元焼鈍を行った後にめっきを行なうため、これらの方法は不要である。プレめっきを行う方法は、特別な設備の導入がコストアップに繋がる。また、酸化還元法で製造した場合、めっき層と素地鋼板との界面に形成される酸化物層がホットスタンプ加熱時のめっき層へのＦｅの拡散を阻害し、ＬＭＥを防止するために必要な加熱時間が長くなりプレス生産性が低下する。
【００７０】
還元時の雰囲気や露点は、不めっきが発生しない範囲であれば特に限定されないが、例えば、Ｈ2−Ｎ２混合ガスでＨ２濃度が１〜３０％、−１０〜−６０℃の露点範囲とすることが好ましい。具体的には、前述した焼鈍時の温度や時間との関係で、焼鈍時間を適切に制御することが推奨される。
【００７１】
次に、還元炉を出た素地鋼板は、冷却帯で冷却される。通常、冷却帯は徐冷帯、急冷帯、調整帯（保持帯とも呼ばれる）で構成されるが、冷却方法は、不めっきが発生しないよう、通常用いられる条件で行えば良く、例えば、還元性雰囲気の気体を鋼板に吹き付けて冷却するなどの方法が挙げられる。
【００７２】
このようにして連続焼鈍工程を行なった後、亜鉛めっきを行なう。詳細には、溶融亜鉛めっき工程により溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を作製する。或いは、上記ＧＩを合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を作製しても良い。
【００７３】
上記溶融亜鉛めっき工程は特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば、溶融亜鉛めっき浴の温度は、４３０〜５００℃程度に制御すればよい。溶融亜鉛めっき層の付着量（下記の合金化溶融亜鉛めっき層の付着量と同じ）は、耐食性確保の観点から、３０ｇ／ｍ2以上とすることが好ましく、より好ましくは４０ｇ／ｍ2以上であり、更に好ましくは７５ｇ／ｍ2超である。一方、本発明で規定のめっき層中のＦｅ濃度を容易に実現する観点からは、溶融亜鉛めっき層（特に合金化溶融亜鉛めっき層）の付着量は少ない方が好ましい。よって、溶融亜鉛めっき層の付着量は、１２０ｇ／ｍ2以下とすることが好ましく、より好ましくは１００ｇ／ｍ2以下である。
【００７４】
上記合金化溶融亜鉛めっき工程も特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば、合金化温度は、５００〜７００℃程度に制御すればよい。前記めっき層中のＦｅ濃度を容易に高める観点からは、前記合金化温度を５６０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは６００℃以上、更に好ましくは６５０℃以上である。
【００７５】
めっき工程後の工程も特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。通常、スキンパス処理、テンションレベラ処理、塗油等が行われるが、これらは必要に応じて通常用いられる条件で実施すればよく、不必要であれば実施しなくても良い。
【００７６】
前記めっき層中のＦｅ濃度を容易に高める手段として、前記合金化温度を５６０℃以上とする代わりに（この場合、合金化処理時の温度は特に限定されない。例えば、前述の通り、５００〜７００℃程度とすることができる）、前記合金化処理後（または、前述しためっき工程後の工程の後）に再焼鈍を行なってもよい。また、前記合金化温度を５６０℃以上に制御すると共に、該合金化処理後に再焼鈍を行なってもよい。
【００７７】
前記再焼鈍の推奨される条件は次の通りである。即ち、再焼鈍時の加熱温度（再焼鈍温度）は４００℃以上とするのがよい。好ましくは４５０℃以上である。一方、亜鉛の蒸発を抑制する観点から、前記再焼鈍温度は７５０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。また、上記再焼鈍温度で保持する時間（再焼鈍時間）は、加熱方法等によって適宜設定することができる。例えば炉加熱の場合、前記再焼鈍時間は１時間以上（より好ましくは２時間以上）であることが好ましく、誘導加熱の場合、前記再焼鈍時間は１０秒以上であることが好ましい。一方、亜鉛の蒸発を抑制する観点から、前記再焼鈍時間は、前記炉加熱の場合、１５時間以下であることが好ましく、より好ましくは１０時間以下である。また前記誘導加熱の場合、前記再焼鈍時間は、３分以下であることが好ましく、より好ましくは１分以下である。
【００７８】
このようにして得られた亜鉛めっき鋼板（ＧＩまたはＧＡ）は、ホットスタンプ用鋼板として好適に用いられる。
【００７９】
本発明では、ホットスタンプ工程を特に限定するものではなく、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば、通常の方法に従って、上記鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱してオーステナイト化した後、例えば、約５５０℃以上の温度で成形を完了（金型が下死点位置に到達した時点）する方法が挙げられる。前記加熱の方法として、炉加熱、通電加熱、誘導加熱等を採用することができる。
【００８０】
上記加熱の条件は、Ａｃ3変態点以上の温度に保たれた炉での保持時間（在炉時間ともいう。通電加熱、誘導加熱の場合、加熱開始から終了までの時間をいう。）を、好ましくは３０分以下、より好ましくは１５分以下（更に好ましくは７分以下）に制御することにより、オーステナイトの粒成長が抑制され、熱間の絞り性やホットスタンプ成形品の靭性などの特性が向上するようになる。本発明では、前述の通り合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度を１６％以上とすることによって、前記加熱の保持時間を９分未満（更には７分未満、より更には６分未満）とすることができ、プレス生産性をより高めることができる。尚、前記めっき層中のＦｅ濃度が低い場合であっても、前記加熱の保持時間を長くすることによって、ＬＭＥを抑制することができる。
【００８１】
前記加熱の保持時間の下限は特に規定されず、加熱中にＡｃ3変態点以上に到達すればよいが、ＬＭＥを確実に抑制する観点からは、５．５分超とすることが好ましい。
【００８２】
前記製造方法によって得られる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、上記ホットスタンプに供することによって、溶接部の高い接合強度を維持したまま、不めっきの発生が抑制されたホットスタンプ部品を得ることができる。特には、界面酸化物を抑制した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い、ホットスタンプ（好ましくは前記条件で行うホットスタンプ）を行って得られる、本発明のホットスタンプ部品（成形品）は、めっき層中のＦｅ濃度が７２％以上（好ましくは７４％以上、より好ましくは７６％以上、上限は８５％程度である）であり、かつＬＭＥクラックの深さ（後述する実施例に記載の方法で求められる）が１０μｍ以下（好ましくは５μｍ以下、より好ましくは１μｍ以下、最も好ましくは０μｍである）を満たしている。なお、この鋼板を使うと合金化が促進されるので、残存した溶融亜鉛による亜鉛の金型への凝着が生じにくく、金型の手入れコスト低減も可能となる。
【００８３】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、ホットスタンプ部品を製造する方法では、前記ホットスタンプ工程の他、部品の形状に応じて切削を行う等一般的に行われている工程（条件）を更に採用することができる。前記ホットスタンプ部品としては、例えば自動車シャーシ、足回り部品、補強部品等が挙げられる。
【００８４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００８５】
［実施例１］
表１に記載の化学組成を有する鋼（単位は質量％）のスラブを、１２００℃に加熱した後、表１に記載の方法で熱間圧延［ＦＤＴ（仕上げ圧延）→ＣＴ（巻取）］→酸洗工程によるデスケーリング処理→冷間圧延を行なって冷延鋼板（原板、めっき鋼板における素地鋼板に相当）を得た。
【００８６】
このようにして得られた各冷延鋼板を用い、以下の各項目を測定した。
【００８７】
（ホットスタンプ後の引張強度の測定）
上記冷延鋼板を切断して得られた短冊状ブランク（長さ：３０ｍｍ、幅：２１０ｍｍ）を用い、ホットスタンプを模擬したヒートパターンを以下のように施した。
【００８８】
まず、上記ブランクを、めっき前の焼鈍を模擬して５％Ｈ2−Ｎ2、露点−４５℃の還元性雰囲気下で６００℃×９０秒で焼鈍した後、室温まで冷却した。その後、上記ブランクを、大気中で９３０℃に保持した加熱炉内に再度投入して４分間滞在させ、上記ブランクの中心の表面部分が９３０℃（板の中心の表面部分）になるように加熱した。次いで、上記加熱炉から上記ブランクを取り出した後、直ちに水冷した。
【００８９】
上述したホットスタンプ模擬実験後のブランクからＪＩＳ５号試験片を切り出して、ＪＩＳＺ２２０１に記載の方法で引張試験を行い（引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎ）、ホットスタンプ後の鋼板の引張強度を測定した。ホットスタンプ後の鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上を○（合格）、９８０ＭＰａ未満を×（不合格）と評価した。
【００９０】
（ホットスタンプ後の溶接強度の測定）
上記ホットスタンプ模擬実験後のブランクを、以下のスポット溶接試験に供し、接合部の強度（十字継手破断荷重）を測定した。溶接電流は、ナゲット径が４×√ｔ（ｔ：板厚）となるように調節した。
試験片条件：十字張力用試験片（ＪＩＳ  Ｚ３１３７に準拠）
溶接機：単相交流式スポット溶接機
電極：先端径φ６ｍｍのドームラジアスタイプ
加圧力：４ｋＮ
初期加圧時間：６０サイクル
通電時間：１０サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
【００９１】
溶接強度は３．０ｋＮ以上を○（合格）、３．０ｋＮ未満を×（不合格）と評価した。
【００９２】
（不めっきの面積率の測定）
上記冷延鋼板を切断し、１００ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を得た。この試験片を、６０℃の３％オルソ珪酸ナトリウム中で２０Ａ、２０秒間電解脱脂した後、水道水中で５秒間流水にて水洗した。このようにしてアルカリ脱脂した試験片を用いて、めっきシミュレータにて、５％Ｈ2−Ｎ2、露点−４５℃または−１５℃の還元性雰囲気下で表２に記載の焼鈍を行なった。
【００９３】
具体的には、上記還元性雰囲気にて、室温から均熱温度までを表２の平均昇温速度で加熱し、均熱処理（表２に記載の温度および時間）した後、当該均熱温度から４６０℃までを、表２の平均冷却速度で冷却した。次いで、表２に記載の亜鉛めっき浴でめっきし、ワイピングを行って溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。一部の試料については、更に表２の合金化処理を行ない、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
【００９４】
不めっきの状態は、上記ＧＩおよびＧＡのそれぞれについて、亜鉛めっき浴に浸漬した範囲（約１００ｍｍ×１２０ｍｍ）の鋼板表面を目視で観察し、不めっきの面積率を求めた。不めっきの面積率が５％以下を○（合格）、５％超を×（不合格）と評価した。
【００９５】
これらの結果を表１〜３に示す。尚、表２と表３におけるいずれの例も、めっき付着量は７５ｇ／ｍ2超１２０ｇ／ｍ2以下の範囲内であった。
【００９６】
【表１】
2014159624.tif 000002
【００９７】
【表２】
2014159624.tif 000003
【００９８】
【表３】
2014159624.tif 000004
【００９９】
表１〜３より、以下のように考察することができる。
【０１００】
表１より、鋼中成分が適切に制御された表１のＮｏ．Ａ〜ＣおよびＧ〜Ｍは、ホットスタンプ後の強度が高く、溶接強度も良好であった。
【０１０１】
これに対し、Ｃ量、Ｓｉ量、およびＭｎ量が少ない原板Ｎｏ．Ｄは、ホットスタンプ後の強度、および溶接強度のいずれも低下した。
【０１０２】
また、Ｃ量およびＭｎ量が少ない原板Ｎｏ．Ｅは、ホットスタンプ後の強度が低下した。
【０１０３】
また、Ｓｉ量およびＭｎ量が少ない原板Ｎｏ．Ｆは、溶接強度が低下した。
【０１０４】
表２および表３より、以下のように考察することができる（下記のＮｏ．は表２および表３のめっき鋼板Ｎｏ．を示している）。
【０１０５】
Ｎｏ．１〜４１は、本発明の鋼中成分を満足する上記Ｎｏ．Ａ〜Ｃ、Ｇ〜Ｍを用い、本発明の条件で製造しためっき鋼板（ＧＩまたはＧＡ）であり、いずれも、不めっきの発生が抑えられた。
【０１０６】
これに対し、Ｎｏ．４２〜４７は、鋼中成分が適切に制御された上記Ｎｏ．ＡとＭを用いているが、本発明の焼鈍条件を満足しないため、いずれも不めっきが発生した。詳細には、Ｎｏ．４２および４６はめっき前の焼鈍温度（均熱温度）が低い例であり、原板の表面に存在した薄膜のＦｅ系スケールが残存して清浄化されず、そのため、めっきが付かなかった。Ｎｏ．４３および４７は焼鈍温度が高い例であり、表面にＳｉ酸化物が濃化し、めっきが付かなかった。Ｎｏ．４４は、焼鈍温度は適切であるが、めっき前の焼鈍時間（均熱時間）が短いため、表面が清浄化されず、めっきが付かなかった。Ｎｏ．４５は、焼鈍温度は適切であるが、焼鈍時間が長いため、表面にＳｉ酸化物が濃化し、めっきが付かなかった。
【０１０７】
［実施例２］
前記表１のＮｏ．Ｂ、Ｃ、およびＧ〜Ｍの冷延鋼板（素地鋼板）を用い、表４に示す条件で、焼鈍、亜鉛めっき、合金化処理を行なって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【０１０８】
具体的には、表４に示す雰囲気（還元性雰囲気）にて、室温から均熱温度までを表４の平均昇温速度で加熱し、均熱（表４に記載の温度および時間）した後、当該均熱温度から４６０℃までを、表４の平均冷却速度で冷却した。次いで、表４に記載のめっき浴（亜鉛めっき浴）でめっきし、ワイピングを行ない合金化処理を行なって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
【０１０９】
この様にして得られためっき鋼板を用いて、下記の評価を行った。
【０１１０】
（めっき鋼板のめっき付着量およびめっき層中のＦｅ濃度の測定）
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の成分組成（特にＦｅ濃度）は、次の様にして分析した。即ち、１８％塩酸にヘキサメチレンテトラミンを加えた溶液中に、前記めっき鋼板を浸漬してめっき層のみを溶解し、溶解前後の質量変化からめっき付着量を求めると共に、その溶解液をＩＣＰ発光分光分析法（使用装置は、島津製作所製、ＩＣＰＳ−７５１０）で分析し、めっき層中のＦｅ濃度を求めた。
【０１１１】
（めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度の測定）
得られた合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度の測定は、ＧＤＯＥＳ（グロー放電発光分光分析）（ＳＰＥＣＴＲＵＭＡ  ＡＮＡＬＹＴＩＫ  ＧｍｂＨ製、ＧＤＡ７５０）を用いて行った。詳細には、上記分析方法で、サンプルのめっき層深さ方向のＺｎ、Ｆｅ、Ｏ濃度プロファイルを求め、この濃度プロファイルにおいて、ＺｎとＦｅが交差する位置（深さ）の上下３μｍの範囲内（測定範囲内）で最も高いＯ濃度を、前記めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度（界面酸素濃度）として求めた。
【０１１２】
その一例を図４に示す。尚、図４において「Ｚｎ×１」「Ｆｅ×１」「Ｏ×２０」はそれぞれ、図４に示された濃度プロファイルデータが、Ｚｎは測定値の１倍、Ｆｅは測定値の１倍、Ｏは測定値の２０倍であることを示している。図４（ａ）は、表４の実験Ｎｏ．３のホットスタンプ実験前のめっき鋼板の測定結果である。この測定結果から目立ったＯ濃度のピークは確認されない。即ち、実験Ｎｏ．３では、合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面に酸化物が実質存在しないことがわかる。これに対し、図４（ｂ）は、後述する表５の実験Ｎｏ．７９（界面酸素濃度が０．５１％）のホットスタンプ実験前のめっき鋼板の測定結果であるが、この測定結果からＯ濃度のピークを確認することができる。即ち、表５の実験Ｎｏ．７９では、合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面に酸化物が存在していることがわかる。表４のその他の例、更には後述する表５においても、界面酸素濃度は上記と同様にして測定した。
【０１１３】
（ホットスタンプ部品の評価）
ホットスタンプ部品の製造を模擬して、次の通り曲げ加工を行った。即ち、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を５０ｍｍ×１００ｍｍに切断して得られたサンプルを、電気炉に投入して加熱した後（炉温（加熱温度）と在炉時間（加熱時間）は表４に示す通りである）、以下の条件で図１に示す通り曲げ加工を施し、部品を模擬した試験片（Ｌ曲げ材）を得た。尚、８８０℃の炉で加熱したＮｏ．５の試験片は１２０秒でＡc3変態点以上の温度となり、９２０℃の炉で加熱したその他の試験片は加熱開始から９０秒±１５秒でＡc3変態点以上の温度となった。
（加工条件）
素材寸法：長さ１００ｍｍ×奥行き５０ｍｍ
パッド圧：５トン
クリアランス（パンチと曲げ刃との間の距離）：１．４ｍｍ（板厚と同じ）
曲げＲ（ｒｐ）：２．５ｍｍ
プレス開始温度：７５０℃
下死点保持時間：１０秒
【０１１４】
（ホットスタンプ部品のめっき層中のＦｅ濃度の測定）
部品のめっき層の元素濃度（特に、めっき層中のＦｅ濃度）は、めっき層の断面をＥＤＸ面分析することで求めた。装置はＬＭＥクラックの観察に用いたＦＥ−ＳＥＭと同じ(ＳＵＰＲＡ３５、ＺＥＩＳＳ製)である。この元素濃度の分析は、試験片の非曲げ部のめっき部分の断面を、前述のようなナイタールエッチングを施さずにノーエッチの状態で行い、合計１０視野の値（Ｆｅ濃度）の平均値を算出した。
【０１１５】
（ホットスタンプ部品のＬＭＥ深さの測定）
前記加工後のＬ曲げ材から、図２に示すように曲げ部の断面を観察できるようにサンプルを切り出し、支持基材内に埋め込み、研磨後にナイタールで軽くエッチングした後、該断面における曲げ外側（曲げによる引張応力発生側）の表層近傍をＦＥ−ＳＥＭ（ＳＵＰＲＡ３５、ＺＥＩＳＳ製）で観察した（倍率：５００倍、視野サイズ：２３０μｍ×１５５μｍ、視野数：１０）。そして、めっき合金層と鋼板との界面（図３中、破線で表示）からのクラック（ＬＭＥクラック）の深さを測定した。前記ナイタールエッチングにより、前記図３のように鋼板の組織とめっき合金層の組織を明確に区別することが可能となる。前記ＬＭＥクラックは、必ずしも曲げ部の頂点が最も深いわけではなく、該頂点から若干平面部寄りの方が深いことが多い。よって、前記断面における曲げ部の全域を観察する必要がある。ＬＭＥクラックが複数発生している場合、最も深いＬＭＥクラックの深さ（表３では「ＬＭＥ深さ」と表記）を測定した。上記１０視野の観察は、１視野観察する毎に再研磨して数ｍｍ掘り下げ、上記と同様の観察を繰り返した。そして、上記ＬＭＥ深さが１０μｍ以下の場合を、ＬＭＥが抑制されていると評価した。
【０１１６】
これらの結果を表４に示す。
【０１１７】
【表４】
2014159624.tif 000005
【０１１８】
表４より次の様に考察することができる。即ち、実験Ｎｏ．２、４〜６、８および１０〜２４は、試験片（部品）のＦｅ濃度が規定を満たしており、かつＬＭＥが抑制されている。これらの例は、めっき層中のＦｅ濃度が高くホットスタンプ時に生じる液体亜鉛量が少ないため、ＬＭＥが抑制されている。
【０１１９】
これに対し、実験Ｎｏ．１、３、７および９は、試験片に深いＬＭＥクラックが生じた。これらの例では、めっき合金層のＦｅ濃度が低いため、ホットスタンプ時に液体亜鉛が多く残存して深いＬＭＥクラックが発生した。
【０１２０】
詳細には、実験Ｎｏ．１と２、実験Ｎｏ．３と４と６、実験Ｎｏ．７と８、および実験Ｎｏ．９と１０は、それぞれ在炉時間を除き条件が同一の例である。これらをそれぞれ対比すると、在炉時間が長いほどホットスタンプ加熱後（即ち、部品）のめっき層中のＦｅ濃度が高くなり、その結果ＬＭＥクラックが浅くなることが分かる。
【０１２１】
また、実験Ｎｏ．２と６、実験Ｎｏ．８と１０、実験Ｎｏ．１１と１２、実験Ｎｏ．１３と１４、実験Ｎｏ．１５と１６、実験Ｎｏ．１７と１８、実験Ｎｏ．１９と２０、実験Ｎｏ．２１と２２、および実験Ｎｏ．２３と２４は、それぞれめっき層中のＦｅ濃度を除き条件が同一の例である。これらをそれぞれ対比すると、ホットスタンプに用いるめっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度が高いほど、同じ加熱条件でも加熱後（部品）のめっき層中のＦｅ濃度が高くなり、ＬＭＥが抑制されていることがわかる。
【０１２２】
また、実験Ｎｏ．５の結果から、炉温が８８０℃と比較的低くても加熱時間（在炉時間）を長くすれば、部品のめっき層中のＦｅ濃度を高くすることができ、ＬＭＥを抑制できることがわかる。
【０１２３】
［実施例３］
実施例３では特に、めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度がプレス生産性（ホットスタンプ時の加熱時間）に及ぼす影響を確認した。
【０１２４】
前記表１の原板Ｎｏ．Ｂ、Ｃ、およびＧ〜Ｍの冷延鋼板（素地鋼板）を用い、実施例２と同様にして（即ち、表５に示す条件で、焼鈍、亜鉛めっき、合金化処理、一部の例については更に再焼鈍を行なって）合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、表５の一部の例については、再焼鈍を行った。この再焼鈍は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍに切断し、電気炉にて４５０℃または５５０℃で７時間保持した。また比較例として、表５のＮｏ．７９〜８１では、次の通り酸化還元法を用いて作製した。製造の条件は、酸化帯で空燃比を０．９〜１．４とし、還元帯で水素と窒素を含む露点：−３０〜−６０℃の雰囲気かつ８００℃〜９００℃で還元・均熱した後、５〜１０℃／秒で冷却し、亜鉛めっき浴（Ａｌ濃度：０．０５〜０．２％、浴温：４５０〜４７０℃）でめっきし、ワイピング後、４６０℃〜５５０℃で合金化処理を行った。
【０１２５】
また、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い、実施例２と同様にして、めっき付着量の測定、めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度の測定、および、めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度の測定を行った。更には、下記の通りホットスタンプ模擬実験（ＬＭＥ実験）を行ない、ＬＭＥクラックの評価（プレス生産性の評価）を行った。詳細は次の通りである。
【０１２６】
（ホットスタンプ模擬実験（ＬＭＥ実験））
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を５０ｍｍ×１００ｍｍに切断して得られたサンプルを、９２０℃の電気炉に投入して加熱した後（加熱時間は種々の条件とした）、以下の条件で図１に示す通り曲げ加工を施した。試験片は加熱開始から９０秒±１５秒でＡｃ3変態点以上の温度となった。
（加工条件）
素材寸法：長さ１００ｍｍ×奥行き５０ｍｍ
パッド圧：５トン
クリアランス（パンチと曲げ刃との間の距離）：１．４ｍｍ（板厚と同じ）
曲げＲ（ｒｐ）：２．５ｍｍ
プレス開始温度：７５０℃
下死点保持時間：１０秒
【０１２７】
次いで、前記加工後のＬ曲げ材を用いて、実施例２と同様にしてＬＭＥクラックの深さ（ＬＭＥ深さ）を求めた。
【０１２８】
そして実施例３では、表５の各Ｎｏ．のサンプルにおいて、「全視野で最も深いＬＭＥクラックの深さ：１０μｍ以下」を達成できる最短の加熱時間（ＬＭＥクラックの最大深さ：１０μｍ以下の達成に必要な加熱時間）を求めた。次いで、以下の基準に基づき、ＬＭＥクラックの評価（プレス生産性の評価）を行った。本実施例では、前記加熱時間が９分未満でＬＭＥクラックの最大深さ：１０μｍ以下を達成できる場合（即ち、下記◎、〇および△）を合格とした。その結果を表５に併記する。
（評価基準）
◎：６分未満
○：６分以上７分未満
△：７分以上９分未満
×：９分以上
【０１２９】
【表５】
2014159624.tif 000006
【０１３０】
表５より次の様に考察することができる（以下のＮｏ．は、表５におけるめっき鋼板Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．７９〜８１は、酸化還元法を用いて製造したため、めっき鋼板のめっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度(界面酸素濃度)が高く、加熱時のＦｅの拡散が抑制されてしまうため、ＬＭＥクラック抑制のためにプレス前の加熱に長時間を要した。
【０１３１】
Ｎｏ．４８〜７８のように界面酸素濃度が低い場合は、Ｆｅの拡散が抑制されないため、プレス前の加熱には、長時間が必要とはならない。すなわち、界面酸素濃度が０．５０％以下のめっき鋼板はプレス生産性がよいことがいえる。この中でもＮｏ．４８、５１〜５４、５６、５８、６０〜６３、６６、６８、７０、７２、７４、７６および７８は、めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度が好ましい範囲内にあるため、短時間の加熱でもＬＭＥクラックを抑制することができた。
【０１３２】
前記Ｎｏ．４８、５４、５６、５８、６３、６６、６８、７０、７２、７４、７６および７８（いずれも合金化処理温度が５６０℃以上）と、前記Ｎｏ．４９、５０、５５、５７、５９、６５、６７、６９、７１、７３、７５および７７（いずれも合金化処理温度が５６０℃未満）とを対比すると、めっき鋼板のめっき層中のＦｅ濃度を一定以上とするには、合金化処理時の温度を５６０℃以上とするのがよいことがわかる。
【０１３３】
また、Ｎｏ．５０とＮｏ．５１〜５３の対比、およびＮｏ．５９とＮｏ．６０〜６２の対比から、合金化処理時の温度が低い場合であっても、合金化処理後に所定の条件で再焼鈍を行なうことにより、前記めっき層中のＦｅ濃度を一定以上にでき、結果として、ホットスタンプ工程にて短時間の加熱でＬＭＥクラックを抑制できることがわかる。
【０１３４】
Ｎｏ．４８とＮｏ．５６は、焼鈍温度（均熱温度）がＮｏ．４８では５００℃、Ｎｏ．５６では７００℃である点が異なるのみで、合金化処理時の温度（６５０℃）を含め、その他の条件は同一の例である。これらの対比から、焼鈍温度（均熱温度）が低い方が、めっき層中のＦｅ濃度が高まりやすいことがわかる。
【０１３５】
Ｎｏ．４８とＮｏ．５８は、原板が異なるのみで、製造条件は同一の例である。これらの対比から、Ｎｏ．５８よりもＮｏ．４８の方がめっき層中のＦｅ濃度はやや高い。これは、Ｎｏ．４８の方が原板（素地鋼板）のＭｎ量が多く、合金化処理時に合金化が促進されてＦｅ濃度が高くなったためと考えられる。
【０１３６】
尚、表５におけるめっき鋼板Ｎｏ．４８〜７８のいずれも、前記ホットスタンプを模擬した曲げ加工後（部品）のめっき層中のＦｅ濃度は７２％以上、かつＬＭＥ深さは１０μｍ以下であることを確認している。
【０１３７】
尚、表２および表３のめっき鋼板Ｎｏ．１〜４１、表４の実験Ｎｏ．１〜２４および表５のめっき鋼板Ｎｏ．４８〜７８は、所定の成分組成を満たす原板（冷延鋼板）を用いており、かつ製造工程において、めっき前の還元焼鈍条件（還元性雰囲気下での熱処理温度および時間）を適切に制御しているため、実施例１と同様に評価した、ホットスタンプ後の鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上、スポット溶接部の溶接強度は３．０ｋＮ以上、かつ、不めっきの面積率は５％以下であることを確認している。
【図４】
2014159624.tif 000007
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【手続補正書】
【提出日】平成26年4月28日(2014.4.28)
【手続補正２】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板がＣ：０．１０〜０．５％（質量％の意味、以下、同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき層と素地鋼板の界面の酸素濃度が０．５０％以下であることを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記めっき層中のＦｅ濃度が１６％以上である請求項１に記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記素地鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含む請求項１または２に記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記素地鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含む請求項１〜３のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記素地鋼板は、更に、Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）含む請求項１〜４のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記素地鋼板は、更に、Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．１％以下（０％を含まない）含む請求項１〜５のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記素地鋼板は、更に、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含む請求項１〜６のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１、３〜７のいずれかに記載の成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで合金化を行なうことを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項２〜７のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１、３〜７のいずれかに記載の成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで５６０〜７５０℃で合金化を行なうことを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項２〜７のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１、３〜７のいずれかに記載の成分組成を満たす熱延酸洗鋼板または冷延鋼板を、還元性雰囲気にて５００〜７００℃で３０〜２７０秒保持する焼鈍を行なった後、めっきし、次いで合金化を行ない、更に４００〜７５０℃で再焼鈍を行なうことを特徴とするホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記焼鈍は、−４５〜−６０℃の露点範囲で行う請求項８〜１０のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
素地鋼板が請求項１、３〜７のいずれかに記載の成分組成を満たし、合金化溶融亜鉛めっき層を有するホットスタンプ部品であって、ＬＭＥクラックの深さが１０μｍ以下であり、かつ前記めっき層中のＦｅ濃度が７２％以上であることを特徴とするホットスタンプ部品。
【請求項１３】
請求項１〜７のいずれかに記載のホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られるホットスタンプ部品であって、
ＬＭＥクラックの深さが１０μｍ以下であり、かつめっき層中のＦｅ濃度が７２％以上であることを特徴とするホットスタンプ部品。