(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材と；
めっき層と；
を備えるホットスタンプ成形体であって、
前記めっき層は、前記母材側から表面側に向かって順に、界面層と、中間層と、酸化物層と、を含み、
前記界面層は、組織が合計９９面積％以上のαＦｅ、Ｆｅ３Ａｌ、及びＦｅＡｌを含み、平均Ａｌ含有量が、前記８．０質量％以上３２．５質量％以下の範囲内であり、平均Ｚｎ含有量が前記母材のＺｎ含有量超５質量％以下に制限され、化学成分の残部はＦｅ及び不純物を含み、並びに平均膜厚が１．０μｍ以上であり、
前記中間層は、組織が合計９９面積％以上のＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５を含み、平均Ａｌ含有量が３０〜５０質量％であり、平均Ｚｎ含有量が１０〜４０質量％であり、化学成分の残部はＦｅ及び不純物を含み、並びに平均膜厚が５．０μｍ以上であり、
前記酸化物層は、平均膜厚が０．１〜３．０μｍである
ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
【請求項２】
前記界面層は、平均膜厚が１．０〜１０．０μｍである
ことを特徴する請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項３】
前記めっき層中のＡｌ及びＺｎの単位面積当たりの合計重量が２０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下である
ことを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項４】
前記めっき層は、平均０質量％超１０．０質量％以下のＳｉをさらに含み、
前記中間層において、前記Ｆｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及び前記Ｆｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５のうち０〜５０面積％が、Ｆｅ（Ａｌ、Ｓｉ）に置換されている
ことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車等に用いられる構造部材（成形体）は、強度及び寸法精度をいずれも高めるために、ホットスタンプ（熱間プレス）により製造されることがある。成形体をホットスタンプによって製造する際には、ホットスタンプ用鋼材をＡｃ３点以上に加熱し、金型でホットスタンプ用鋼材をプレス加工しつつ急冷する。つまり、当該製造では、プレス加工と焼入れとを同時に行う。ホットスタンプによれば、寸法精度が高く、かつ、高強度の成形体を製造することができる。【０００３】
一方、ホットスタンプにより製造された成形体は、高温で加工されているので、表面に鉄スケールが形成される。このため、ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いることで、鉄スケールの形成を抑制し、さらには成形体の耐食性を向上させる技術が提案されている（特許文献１から３参照）。例えば、特許文献１にはＺｎめっき層が形成された熱間プレス用めっき鋼板が開示されており、また特許文献２にはＡｌめっき層が形成された自動車部材用めっき鋼板が開示されている。さらに、特許文献３には、Ｚｎめっき鋼板のめっき層中にＭｎ等の各種元素が添加された熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼板が開示されている。しかし、これらめっき鋼板には、以下に示される課題がある。【０００４】
特許文献１の技術では、ホットスタンプ後にＺｎが成形体の表層に残存するので、高い犠牲防食作用が期待できる。しかしながら、特許文献１の技術では、Ｚｎが溶融した状態でめっき鋼板が熱間プレス加工されるので、熱間プレス加工中に溶融Ｚｎがめっき鋼板の母材に侵入し、母材内部に割れが生ずるおそれがある。この割れは、液体金属脆化割れ（Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下「ＬＭＥ」と称する場合がある）と呼ばれる。ＬＭＥに起因して、成形体の疲労特性が劣化する。【０００５】
なお、現状では、ＬＭＥの発生を回避するために、めっき鋼板の加工時の加熱条件を適宜制御する必要がある。具体的には、溶融Ｚｎのすべてがめっき鋼板の母材中に拡散し、Ｆｅ−Ｚｎ固溶体となるまで加熱をする方法等が採用されている。しかしながら、これらの方法を実施するためには、長時間のめっき鋼板の加熱が必要であり、その結果生産性が低下するという問題がある。【０００６】
特許文献２の技術では、めっき層の成分としてＺｎよりも融点が高いＡｌを用いていることから、特許文献１のように溶融金属がめっき鋼材の母材に侵入するおそれは低い。このため、特許文献２の技術によれば、優れた耐ＬＭＥ性が得られ、ひいてはホットスタンプ後に疲労特性が優れる成形体が得られると予想される。しかしながら、Ａｌめっき層が形成された成形体には、自動車用部材の塗装前に行われるりん酸塩処理時にりん酸塩皮膜を形成し難いという問題がある。換言すれば、特許文献２の技術による成形体は、りん酸塩処理性が十分に得られないという問題がある。【０００７】
特許文献３の技術では、ホットスタンプ成形体の最表層（酸化物皮膜）を改質して、溶接性を向上させている。しかし、特許文献３の技術においても、ＬＭＥが発生してホットスタンプ成形体の疲労特性が十分に得られないおそれがある。また、特許文献３の技術においては、めっき層に添加される元素が、りん酸塩処理性を低下させるおそれがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】日本国特開２００３−７３７７４号公報
【特許文献２】日本国特開２００３−４９２５６号公報
【特許文献３】日本国特開２００５−１１３２３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、疲労特性、りん酸塩処理性、塗膜密着性及び溶接性に優れたホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の要旨は以下の通りである。【００１１】
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、母材と；めっき層と；を備え、前記めっき層は、前記母材側から表面側に向かって順に、界面層と、中間層と、酸化物層と、を含み、前記界面層は、組織が合計９９面積％以上のαＦｅ、Ｆｅ３Ａｌ、及びＦｅＡｌを含み、平均Ａｌ含有量が、８．０質量％以上３２．５質量％以下の範囲内であり、平均Ｚｎ含有量が前記母材のＺｎ含有量超５質量％以下に制限され、化学成分の残部はＦｅ及び不純物を含み、並びに平均膜厚が１．０μｍ以上であり、前記中間層は、組織が合計９９面積％以上のＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５を含み、平均Ａｌ含有量が３０〜５０質量％であり、平均Ｚｎ含有量が１０〜４０質量％であり、化学成分の残部はＦｅ及び不純物を含み、並びに平均膜厚が５．０μｍ以上であり、前記酸化物層は、平均膜厚が０．１〜３．０μｍである。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体では、前記界面層は、平均膜厚が１．０〜１０．０μｍであってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体では、前記めっき層中のＡｌ及びＺｎの単位面積当たりの合計重量が２０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体では、前記めっき層は、平均０質量％超１０．０質量％以下のＳｉをさらに含み、前記中間層において、前記Ｆｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及び前記Ｆｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５のうち０〜５０面積％が、Ｆｅ（Ａｌ、Ｓｉ）に置換されていてもよい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に係るホットスタンプ成形体では、めっき層の合金形態、めっき層中の特定層におけるＡｌ、Ｚｎ量、及びめっき層の最表層として形成される酸化物の膜厚、についてそれぞれ改良を行っている。その結果、本発明に係るホットスタンプ成形体によれば、ＬＭＥ発生の抑制に基づく成形体の疲労特性改善と、成形体のりん酸塩処理性の改善、及びこれによる塗膜密着性の改善と、成形体の溶接性の改善との全てを達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼材を実施例１の条件で加熱した直後に熱間Ｖ曲げ加工した、成形体の加工部を示す断面ＳＥＭ画像の一例である。
【図２】Ｚｎ系めっき鋼材を実施例１の条件で加熱した直後に熱間Ｖ曲げ加工した、成形体の加工部を示す断面ＳＥＭ画像の一例である。
【図３】Ａｌ系めっき鋼材を実施例１の条件で加熱した直後に熱間Ｖ曲げ加工した、成形体の加工部を示す断面ＳＥＭ画像の一例である。
【図４】Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼材を、実施例１の条件で加熱した直後に水冷ジャケットを備えた平板金型で加工しつつ急冷し、その後りん酸塩処理を施した場合の、成形体の表面を示すＳＥＭ画像（二次電子像）の一例である。
【図５】Ｚｎ系めっき鋼材を、実施例１の条件で加熱した直後に水冷ジャケットを備えた平板金型で加工しつつ急冷し、その後りん酸塩処理を施した場合の、成形体の表面を示すＳＥＭ画像（二次電子像）の一例である。
【図６】Ａｌ系めっき鋼材を、実施例１の条件で加熱した直後に水冷ジャケットを備えた平板金型で加工しつつ急冷し、その後りん酸塩処理を施した場合の、成形体の表面を示すＳＥＭ画像（二次電子像）の一例である。
【図７】本実施形態に係るホットスタンプ成形体の表面付近の断面図である。
【図８】本実施形態に係るホットスタンプ成形体の表面付近のＡｌ濃度およびＺｎ濃度の概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明に係るホットスタンプ成形体の実施形態を詳細に説明する。なお、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学成分に関する単位「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものとする。また、本実施形態において、ホットスタンプ成形体とは、ホットスタンプ用めっき鋼材にホットスタンプ加工（熱間プレス加工）を行って得られるものを意味する。以下、ホットスタンプ成形体を単に「成形体」と称し、ホットスタンプ用めっき鋼材を単に「鋼材」または「めっき鋼材」と称する場合がある。
【００１５】
本発明者らは、ホットスタンプ成形体（Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼材、Ｚｎ系めっき鋼材及びＡｌ系めっき鋼材）の疲労特性（耐ＬＭＥ性）及びりん酸塩処理性について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ成形体のめっき層が、母材側から表面側に向かって順に、界面層と、中間層と、酸化物層と、を含み、界面層は、組織が合計９９面積％以上のαＦｅ、Ｆｅ３Ａｌ、及びＦｅＡｌを含み、Ａｌ含有量が、８．０質量％以上３２．５質量％以下の範囲内であり且つ母材に近づくにつれて減少し、平均Ｚｎ含有量が５質量％以下に制限され、その化学成分の残部はＦｅ及び不純物を含み、並びに平均膜厚が１．０μｍ以上であり、中間層は、組織が合計９９面積％以上のＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５を含み、平均Ａｌ含有量が３０〜５０質量％であり、平均Ｚｎ含有量が１０〜４０質量％であり、その化学成分の残部はＦｅ及び不純物を含み、並びに平均膜厚が５．０μｍ以上であり、酸化物層は、平均膜厚が０．１μｍ以上３．０μｍ以下である場合に、ホットスタンプ成形体の疲労特性及びりん酸塩処理性がともに良好である、との知見を得た。なお、本明細書において、平均膜厚とは、対象となる層（膜）の最大膜厚と最小膜厚との平均値を意味するものとする。
【００１６】
＜ホットスタンプ成形体＞
以下に、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１は、図７に示されるように、母材１０とめっき層２０とを含む。
【００１７】
［母材の成分］
以下に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材の、好ましい成分を説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の課題である、耐ＬＭＥ性及びりん酸塩処理性の改善は、めっき層の構成によって実現される。従って、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材は特に限定されない。しかし、母材の成分が以下に説明する範囲内である場合、耐ＬＭＥ性及びりん酸塩処理性に加えて、好適な機械特性を有する成形体が得られる。以下、母材に含まれる合金元素の含有量の単位「％」は、「質量％」を意味する。
【００１８】
（Ｃ：好ましくは０．０５〜０．４０％）
０．０５％以上の炭素（Ｃ）が母材に含まれる場合、ホットスタンプ成形体の強度が高められる。一方、母材のＣ含有量が０．４０％超である場合、成形体の母材の靭性が不足する場合がある。従って、母材のＣ含有量を、０．０５〜０．４０％としてもよい。母材のＣ含有量のさらに好ましい下限値は０．１０％であり、より一層好ましい下限値は０．１３％である。母材のＣ含有量のさらに好ましい上限値は０．３５％である。
【００１９】
（Ｓｉ：好ましくは０．５％以下）
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する効果を有する。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなるとめっきに対する鋼材の濡れ性が低下し、正常にめっき処理できない可能性がある。従って、母材のＳｉ含有量を０．５％以下としてもよい。さらに好ましい母材のＳｉ含有量の上限値は０．３％であり、より一層好ましい母材のＳｉ含有量の上限値は０．２％である。母材のＳｉ含有量のさらに好ましい下限値は、求められる脱酸レベルに応じて定めることができ、例えば０．０５％である。
【００２０】
（Ｍｎ：好ましくは０．５〜２．５％）
０．５％を超えるマンガン（Ｍｎ）が母材に含まれる場合、ホットスタンプ前の鋼材の母材の焼入れ性が高められ、ホットスタンプ後の成形体の母材の強度が高められる。一方、母材のＭｎ含有量を２．５％超とした場合、この効果は飽和する。従って、母材のＭｎ含有量を０．５〜２．５％としてもよい。母材のＭｎ含有量のさらに好ましい下限値は０．６％であり、より一層好ましい下限値は０．７％である。母材のＭｎ含有量のさらに好ましい上限値は２．４％であり、より一層好ましい下限値は２．３％である。
【００２１】
（Ｐ：好ましくは０．０３％以下）
りん（Ｐ）は鋼中に含まれる不純物である。母材に含まれるＰは、母材の結晶粒界に偏析して成形体の母材の靭性を低下させ、母材の耐遅れ破壊性を低下させる場合がある。従って、母材のＰ含有量を０．０３％以下にしてもよい。母材のＰ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
【００２２】
（Ｓ：好ましくは０．０１％以下）
硫黄（Ｓ）は鋼中に含まれる不純物である。母材に含まれるＳは硫化物を形成して成形体の母材の靭性を低下させ、母材の耐遅れ破壊性を低下させる場合がある。従って、母材のＳ含有量は０．０１％以下にしてもよい。母材のＳ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
【００２３】
（ｓｏｌ．Ａｌ：好ましくは０．１０％以下）
用語「Ａｌ含有量」が本実施形態に係る成形体の母材に関して用いられる場合、この用語は母材中のｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。アルミニウム（Ａｌ）は一般に鋼の脱酸目的で使用される。しかしながら、Ａｌ含有量が多い場合、ホットスタンプ前の鋼材のＡｃ３点が上昇し、ホットスタンプの際に鋼の焼入れに必要な加熱温度が上昇するので、ホットスタンプ製造上は望ましくない。従って、母材のＡｌ含有量は０．１０％以下としてもよい。母材のＡｌ含有量のさらに好ましい上限値は０．０５％である。母材のＡｌ含有量のさらに好ましい下限値は０．０１％である。
【００２４】
（Ｎ：好ましくは０．０１％以下）
窒素（Ｎ）は鋼中に含まれる不純物である。母材に含まれるＮは、窒化物を形成して成形体の母材の靭性を低下させる場合がある。さらに、母材に含まれるＮは、ホットスタンプ前の鋼材の焼入れ性を向上させるために母材中にＢが含有される場合、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らし、Ｂの焼入れ性向上効果を低下させる場合がある。従って、母材のＮ含有量を０．０１％以下としてもよい。母材のＮ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
【００２５】
本実施形態のホットスタンプ成形体の母材は、さらに、Ｂ及びＴｉからなる群から選択される１種以上を含有することができる。
【００２６】
（Ｂ：好ましくは０〜０．００５０％）
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める働きを有するので、ホットスタンプ後の成形体の母材の強度を高める。しかしながら、母材のＢ含有量が多過ぎれば、この効果は飽和する。従って、母材のＢ含有量を、０〜０．００５０％としてもよい。母材のＢ含有量のさらに好ましい下限値は０．０００１％である。
【００２７】
（Ｔｉ：好ましくは０〜０．１０％）
母材に含まれるＴｉは、母材に含まれるＮと結合して窒化物を形成する。このようにＴｉとＮとが結合する場合には、母材のＢと母材のＮとの結合が抑制され、ＢＮ形成による母材の焼入れ性の低下を抑制することができる。さらに、母材に含まれるＴｉは、そのピン止め効果により、ホットスタンプにおける加熱の際にオーステナイト粒径を微細化し、それにより成形体の靱性等を高める効果も有する。しかしながら、母材のＴｉ含有量が多過ぎれば上記効果が飽和し、さらに、Ｔｉ窒化物が過剰に析出して成形体の母材の靭性が低下するおそれがある。従って、母材のＴｉ含有量を０〜０．１０％としてもよい。母材のＴｉ含有量の好ましい下限値は０．０１％である。
【００２８】
本実施形態のホットスタンプ成形体を構成する母材は、さらに、Ｃｒ及びＭｏから成る群から選択される１種以上を含有することができる。
【００２９】
（Ｃｒ：好ましくは０〜０．５％）
母材に含まれるＣｒは、ホットスタンプ前の鋼材の母材の焼入れ性を高める。しかしながら、母材のＣｒ含有量が多過ぎれば、Ｃｒ炭化物が形成される。このＣｒ炭化物は、ホットスタンプの加熱時に溶解し難く、オーステナイト化の進行を妨げ、焼き入れ性を低下させる場合がある。従って、母材のＣｒ含有量を０〜０．５％としてもよい。母材のＣｒ含有量のさらに好ましい下限値は０．１％である。
【００３０】
（Ｍｏ：好ましくは０〜０．５０％）
母材に含まれるＭｏは、ホットスタンプ前の鋼材の母材の焼入れ性を高める。しかしながら、母材のＭｏ含有量が多過ぎれば、上記効果は飽和する。従って、母材のＭｏ含有量を０〜０．５０％としてもよい。母材のＭｏ含有量のさらに好ましい下限値は０．０５％である。
【００３１】
本実施形態のホットスタンプ成形体を構成する母材は、さらに、Ｎｂ及びＮｉから成る群から選択される１種以上を含有してもよい。
【００３２】
（Ｎｂ：好ましくは０〜０．１０％）
母材に含まれるＮｂは、炭化物を形成して、ホットスタンプ時に母材の結晶粒を微細化し、成形体の靭性を高める。しかしながら、母材のＮｂ含有量が多過ぎれば、上記効果は飽和する。さらに、母材のＮｂ含有量が多過ぎれば、母材の焼入れ性が低下する場合がある。従って、Ｎｂ含有量を０〜０．１０％としてもよい。母材のＮｂ含有量のさらに好ましい下限値は０．０２％である。
【００３３】
（Ｎｉ：好ましくは０〜１．０％）
母材に含まれるＮｉは、成形体の母材の靭性を高める。母材のＮｉは、さらに、ホットスタンプでの加熱時に、溶融Ｚｎの存在に起因した脆化を抑制する。しかしながら、母材のＮｉ含有量が多過ぎれば、これらの効果は飽和する。従って、母材のＮｉ含有量を０〜１．０％としてもよい。母材のＮｉ含有量のさらに好ましい下限値は０．１％である。
【００３４】
本実施形態のホットスタンプ成形体を構成する母材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。本明細書において、不純物とは、成形体を工業的に製造する際に、原料としての鉱石又はスクラップに含まれ得るもの、或いは、製造環境などに起因して混入され得るものを意味する。
【００３５】
［めっき層］
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体１のめっき層２０について説明する。成形体１のめっき層２０は、図７に示されるように、成形体１の母材１０側から成形体１の表面側に向かって、界面層２１と、中間層２２と、酸化物層２３と、を順次含む。
【００３６】
［界面層］
界面層は、母材に隣接して形成される。界面層の組織の大半は、αＦｅ、Ｆｅ３Ａｌ、及びＦｅＡｌから構成される。すなわち、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の界面層は、主にＡｌ含有量が少ないＦｅ−Ａｌ合金相から構成される。なお、めっき形成中に混入した不純物に起因する介在物などが、界面層にわずかに含まれる場合もある。しかし発明者らは、ホットスタンプ成形体のめっき層の断面で界面層を観察した場合に、組織が合計９９面積％以上のαＦｅ、Ｆｅ３Ａｌ、及びＦｅＡｌを含んでいれば、上述のような介在物の影響は無視できる旨を確認した。界面層の組織を上述の如く制御するためには、界面層の平均Ａｌ含有量を８．０質量％以上３２．５質量％以下とする必要がある。なお、後述するように界面層中のＡｌ含有量は一様ではなく、母材に近づくに連れて界面層のＡｌ含有量は低下する。
【００３７】
界面層において、Ｚｎは上述のＦｅ−Ａｌ合金相に固溶した状態で存在している。しかしながら、発明者らが知見したところによれば、本実施形態に係る成形体の界面層にはＺｎがほとんど固溶せず、界面層の平均Ｚｎ含有量は５質量％以下である。界面層の存在により、液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を抑制することができる。なお、界面層のＺｎ含有量も一様ではない場合があるが、界面層の平均Ｚｎ含有量が５質量％以下である限りＬＭＥは抑制されるので、界面層は、５質量％超のＺｎを含有する領域を含んでも良い。界面層中のＺｎ含有量は、界面層と母材との界面において最小となる。従って、界面層中のＺｎ含有量の最小値は、母材のＺｎ含有量超となる。
【００３８】
界面層の構成を概略的に図８に示す。上述されたように、界面層２１中のＡｌ含有量は一様ではない。母材１０と界面層２１との界面におけるＡｌ含有量は、母材１０のＡｌ含有量と同じである。母材１０と界面層２１との界面から離れるにつれて、Ａｌ含有量は増大し、組織はＡｌ量が最も少ないαＦｅ相、Ａｌ量が２番目に少ないＦｅ３Ａｌ相、及びＡｌ量が３番目に少ないＦｅＡｌ相の順番で変化する。母材１０と界面層２１との界面におけるＺｎ含有量は、母材１０のＺｎ含有量と同じである。Ｚｎ含有量も、母材１０と界面層２１との界面から離れるにつれて増大するが、その量は低く抑えられ、界面層２１全体でＺｎ含有量を平均した場合、５質量％を超えることはない。
【００３９】
界面層の平均膜厚が１．０μｍ未満である場合、ＬＭＥ抑制効果が十分に得られない。従って、界面層の平均膜厚を１．０μｍ以上とする必要がある。界面層の平均膜厚を２．０μｍ以上とした場合には、上記効果がさらに高いレベルで奏される。界面層の平均膜厚の下限値は、さらに好ましくは５．０μｍ、６．０μｍ、または７．０μｍである。界面層の平均膜厚の上限値を規定する必要は無いが、平均膜厚が１５．０μｍを超える界面層は、耐食性等の性能を低下させる場合があるので、好ましくない。従って、界面層の平均膜厚の上限値は好ましくは１５．０μｍであり、さらに好ましくは１０．０μｍ、９．０μｍ、または８．０μｍである。
【００４０】
［中間層］
中間層２２は、Ｆｅ、Ａｌ、及びＺｎを含む層であり、界面層２１の上に形成される。中間層の組織の大半は、Ｆｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５から構成される。Ｆｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２とは、Ｆｅ−Ａｌ金属間化合物の１種であるＦｅＡｌ２におけるＡｌの一部が、Ｚｎと置換されている相であり、Ｆｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５とは、Ｆｅ−Ａｌ金属間化合物の１種であるＦｅ２Ａｌ５におけるＡｌの一部が、Ｚｎと置換されている相である。なお、めっき形成中に混入した不純物に起因する介在物などが、中間層にわずかに含まれる場合もある。しかし発明者らは、ホットスタンプ成形体のめっき層の断面で中間層を観察した場合に、組織が合計９９面積％以上のＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５を含んでいれば、上述のような介在物の影響は無視できる旨を確認した。
【００４１】
中間層では、Ａｌ及びＺｎの含有量はほぼ均一である。中間層の化学成分は、単位質量％で、平均３０％以上５０％以下のＡｌと、平均１０％以上４０％以下のＺｎとを含む。また、中間層の平均Ａｌ含有量は界面層の平均Ａｌ含有量を上回る。
【００４２】
界面層の構成を上述のように制御し、これにより界面層においてＬＭＥを抑制し、成形体に優れた疲労特性を付与した場合、中間層の平均Ａｌ含有量は３０質量％以上となる。また、酸化層を主にＺｎ酸化物から構成されるものとすることにより、成形体に優れたりん酸塩処理性を付与する場合、中間層の平均Ａｌ含有量は５０質量％以下となる。すなわち、中間層の平均Ａｌ含有量が３０〜５０質量％の範囲外である場合、界面層または酸化層の構成が不適切なものとなる可能性がきわめて高い。界面層の平均Ａｌ含有量の下限値は好ましくは３２質量％または３５質量％であり、この場合には、界面層のＬＭＥ抑制効果をさらに確実に発現させることができる。また、界面層の平均Ａｌ含有量の好ましい上限値は５０質量％または４５質量％であり、この場合には、酸化層のりん酸塩処理性をさらに確実に向上させることができる。
【００４３】
成形体の酸化層を主にＺｎ酸化物から構成されるものとし、成形体に優れたりん酸塩処理性を付与する場合、中間層の平均Ｚｎ含有量は１０質量％以上となる。また、界面層においてＬＭＥを抑制し、優れた疲労特性を成形体に付与した場合、中間層の平均Ｚｎ含有量は３０質量％以下となる。すなわち、中間層の平均Ｚｎ含有量が１０〜４０質量％の範囲外である場合、界面層または酸化層の構成が不適切なものとなる可能性がきわめて高い。中間層の平均Ｚｎ含有量の好ましい下限値は１２質量％または１３質量％であり、この場合には、酸化層のりん酸塩処理性をさらに確実に向上させることができる。中間層の平均Ｚｎ含有量の好ましい上限値は２８質量％または２５質量％であり、この場合には、界面層のＬＭＥ抑制効果をさらに確実に発現させることができる。
【００４４】
中間層の膜厚は、成形体のりん酸塩処理性および耐ＬＭＥ性には直接的に影響しない。しかし、中間層の膜厚が小さい場合、成形体の耐食性の性能が下がるので、中間層の膜厚を５．０μｍ以上とすることが望ましい。また、中間層の膜厚が過剰に大きくなると、製造コストが高くなり、さらにＨＳ加熱時間が長くなる懸念がある。従って、中間層の膜厚は３０．０μｍ以下が望ましい。
【００４５】
［酸化物層］
さらに、中間層の成形体表面側には、成形体の最表層として、Ｚｎ酸化物を主成分とする酸化物層２３が形成されている。酸化物層２３は、ホットスタンプ成形体を製造する際の加熱過程で、ホットスタンプ用めっき鋼材のめっきが酸化されて生成したものである。この酸化物層が、ホットスタンプ成形体のりん酸塩処理性を向上させる。りん酸塩処理性および塗膜密着性の向上効果を得るためには、酸化物層の平均膜厚を０．１μｍ以上とする必要がある。但し、酸化物層が厚過ぎると、成形体の耐食性及び溶接性等に悪影響を及ぼすので、酸化物層の平均膜厚は３．０μｍ以下とする。なお、酸化物層の平均膜厚を２．０μｍ以下とした場合には、成形体の耐食性や溶接性等の性能が高いレベルで発揮されるため、好ましい。
【００４６】
界面層、中間層、および酸化物層の状態は、以下の手段によって特定可能である。
界面層のＡｌ含有量は、成形体を表面に垂直に切断し、断面を研磨し、この断面において界面層を包含する領域におけるＡｌ含有量分布をＥＰＭＡ等の解析装置で分析することにより得られる。界面層の平均Ｚｎ含有量、中間層の平均Ａｌ含有量及び平均Ｚｎ含有量、並びにめっき層の平均Ｓｉ含有量は、上述の方法で得られる濃度分布に基づいて得られる。
界面層及び中間層の金属組織は、ＴＥＭ等による結晶構造解析により得られる。
界面層、中間層、及び酸化物層の厚さは、上述の断面の拡大写真を電子顕微鏡で撮影し、この拡大写真を画像解析することにより得られる。
なお、本実施形態に係る成形体のめっき層の構成は、成形体の表面に平行な方向に沿って実質的に一様ではない。特に、界面層、中間層、及び酸化物層の厚さは、加工された領域と加工されていない領域とで異なることが多い。従って、上述された分析は、成形体の加工されていない領域において実施されなければならない。加工されていない領域におけるめっき層の状態が上述の範囲内である成形体は、本実施形態に係る成形体であるとみなされる。
【００４７】
以上に示す構成を備える、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、めっき層を構成する界面層及び中間層の合金形態、界面層および中間層中のＡｌ含有量及びＺｎ含有量、並びに界面層、中間層、及び酸化物層の膜厚について改良を行っている。その結果、本実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、ＬＭＥ発生の抑制に基づく成形体の疲労特性改善と、りん酸塩処理性の改善とを両立することができる。
【００４８】
以上、本実施形態について説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではなく、発明の趣旨に逸脱しない範囲において、種々の変更をすることが可能である。
【００４９】
例えば、上記めっき層が、めっき層中のＡｌ及びＺｎの合計量が２０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下となるように形成されていることが好ましい。めっき層中のＡｌ及びＺｎの合計量を２０ｇ／ｍ２以上とすることで、上述した界面層、中間層、及び酸化層が有する効果（疲労特性及びりん酸塩処理性）を一層高めることができる。一方、上記合計量を１００ｇ／ｍ２以下とすることで、成形体の原材料費を抑制して、製造コスト削減を図ることができる、さらにホットスタンプ成形体の溶接性を高めることができる。なお、めっき層中のＡｌ及びＺｎの合計量のさらに好ましい下限値は３０ｇ／ｍ２である。めっき層中のＡｌ及びＺｎの合計量のさらに好ましい上限値は９０ｇ／ｍ２である。
【００５０】
めっき層に含まれるＡｌ及びＺｎの合計量は、ホットスタンプ成形体を塩酸で溶解し、溶解液を誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ分析）することで測定可能である。この方法を用いることで、Ａｌ及びＺｎの量を個別に求めることが可能である。ホットスタンプ加熱前のめっき鋼材を溶解する際には、めっき層のみを溶解するために、母材のＦｅの溶解を抑制するインヒビターを塩酸に添加することが一般的である。しかしながら、ホットスタンプ成形体のめっき層はＦｅを含有しているので、上記方法では、十分にホットスタンプ成形体のめっき層が溶解しない、もしくは、溶解速度が極めて遅い。そのため、成形体のめっき中Ａｌ及びＺｎ量をＩＣＰ分析にて求める際には、インヒビターなしの塩酸を用い、４０〜５０℃の液温でめっき層を溶解する方法が適している。また、溶解後にはＡｌやＺｎといっためっき成分の解け残りがないかを確認するために、溶解後のホットスタンプ成形体の表面をＥＰＭＡで組成分析することが望ましい。上述された分析は、成形体の加工されていない領域において実施されなければならない。
【００５１】
さらに、上記めっき層が、平均０質量％超１０．０質量％のＳｉを含むことが好ましい。めっき層中の平均Ｓｉ含有量を０質量％超とすることで、母材とめっき層との密着性を高めることができる。一方、上記平均Ｓｉ含有量を１０．０質量％以下とすることで、ホットスタンプ成形体の耐食性及び溶接性等の性能の低下を防止することができる。めっき層の平均Ｓｉ含有量のさらに好ましい下限値は０．１質量％、または０．３質量％である。めっき層の平均Ｓｉ含有量のさらに好ましい上限値は８．０質量％である。ただし、めっき層がＳｉを含まない場合であっても本実施形態に係るホットスタンプ成形体は優れた特性を有するので、めっき層の平均Ｓｉ含有量の下限値は０質量％である。
【００５２】
めっき層が平均０質量％超１０．０質量％のＳｉを含む場合、中間層の相の構成が変化する。上述されたように、めっき層がＳｉを含まない場合、中間層は合計９９面積％以上のＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５を含むが、めっき層が平均０質量％超１０．０質量％のＳｉを含む場合、Ｆｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５の一部が、Ｆｅ（Ａｌ、Ｓｉ）に置換される。Ｆｅ（Ａｌ、Ｓｉ）とは、ＦｅＡｌ中のＡｌの一部がＳｉに置換された相である。めっき層の平均Ｓｉ含有量が１０．０質量％となるように本実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造した場合、中間層におけるＦｅ（Ａｌ、Ｓｉ）の量は約５０面積％となる。従って、めっき層が平均０質量％超１０．０質量％のＳｉを含む場合、中間層は合計９９面積％以上のＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２とＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５とＦｅ（Ａｌ、Ｓｉ）とを含み、Ｆｅ（Ａｌ、Ｓｉ）の含有量は０〜５０面積％となる。
【００５３】
なお、Ｓｉの量が微小である場合、ＳｉはＦｅ（Ａｌ、Ｚｎ）２及びＦｅ２（Ａｌ、Ｚｎ）５に固溶し、中間層の構成は変化しない。本発明者らの調査によれば、めっき層の平均Ｓｉ含有量が０〜０．１質量％である場合、Ｆｅ（Ａｌ、Ｓｉ）は中間層に生成しないと推定される。また、本発明者らの調査によれば、めっき層が平均０質量％超１０．０質量％のＳｉを含む場合でも、界面層の相構成は変化しないと推定される。従って、めっき層が平均０質量％超１０．０質量％のＳｉを含む場合であっても、界面層は合計９９面積％以上のαＦｅ、Ｆｅ３Ａｌ、及びＦｅＡｌを含む。
【００５４】
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。本実施形態のホットスタンプ成形体の製造方法は、ホットスタンプ用めっき鋼材を製造する工程と、ホットスタンプ用めっき鋼材にホットスタンプする工程とを含む。ホットスタンプ用めっき鋼材を製造する工程は、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材を製造する工程と、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材にＡｌ−Ｚｎめっき層を形成する工程とを含む。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、必要に応じて、防錆油膜形成工程及びブランキング加工工程を含む。以下、各工程を詳述する。
【００５５】
［母材製造工程］
ホットスタンプ成形体の材料であるめっき鋼材は、母材と、めっき層とを備える。母材製造工程では、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材を製造する。例えば、上に例示された本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材の化学組成と同じ化学組成を有する溶鋼を製造し、この溶鋼を用いて、鋳造法によりスラブを製造する。または、上述の通り製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造してもよい。次いで、スラブ又はインゴットを熱間圧延することにより、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材（熱延板）が得られる。なお、必要に応じて、上記熱延板に対して酸洗処理を行い、酸洗処理後の熱延板に対して冷間圧延を行って得られる冷延板をホットスタンプ用めっき鋼材の母材としてもよい。
【００５６】
［めっき処理工程］
めっき処理工程では、上記ホットスタンプ用めっき鋼材の母材にＡｌ−Ｚｎめっき層を形成して、ホットスタンプ用めっき鋼材を製造する。
【００５７】
めっき処理工程では、めっき浴中のＡｌ含有量を４０〜７０質量％とし、且つＺｎ含有量を３０〜６０質量％とする。このような組成のめっき浴を用いてホットスタンプ用めっき鋼材のめっきを形成し、且つホットスタンプ用めっき鋼材に後述の条件でホットスタンプすることにより、ホットスタンプ成形体のめっき層の構成を上述のようにすることができる。
【００５８】
なお、めっき浴のＡｌ含有量（濃度）及びＺｎ含有量（濃度）と、ホットスタンプ用めっき鋼材のめっき層のＡｌ含有量（濃度）及びＺｎ含有量（濃度）とは実質的に同じであるが、ホットスタンプ成形体のめっき層の平均Ａｌ含有量（濃度）及び平均Ｚｎ含有量（濃度）は、めっき浴のＡｌ含有量（濃度）及びＺｎ含有量（濃度）よりも低くなる。ホットスタンプの間にめっき層のＡｌ及びＺｎと母材のＦｅとの間で生じる合金化によって、めっき層中のＦｅ濃度が増加するからである。
【００５９】
以下、ホットスタンプ用めっき鋼材のめっき層を、未合金化めっき層と称する場合がある。未合金化めっき層中の平均Ａｌ含有量及び平均Ｚｎ含有量は、未合金化めっき層を、酸腐食抑制剤（インヒビター）入りの塩酸に溶解させた後に、誘導結合プラズマ発光分光分析法によって分析することで測定可能である。また、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材と未合金化めっき層との密着性を高めるためには、ホットスタンプ用めっき鋼材の未合金化めっき層に０．１〜１５．０質量％のＳｉをさらに含有させることが好ましい。未合金化めっき層のＳｉ含有量は、母材とめっきとの合金化の際にめっき層中にＦｅが拡散するので、低下する。従って、未合金化めっき層のＳｉ含有量を０〜１５質量％とした場合、合金化されためっき層のＳｉ含有量は０〜１０質量％となる。
【００６０】
未合金化めっき層の形成方法は、未合金化めっき層中の平均Ａｌ含有量および平均Ｚｎ含有量が以下の通り制御される限り、溶融めっき処理であってもよいし、溶射めっき処理、蒸着めっき処理等の、その他のいかなる処理であってもよい。例えば、溶融めっき処理によって未合金化めっき層を形成する場合、めっき処理工程は、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材を、Ａｌ、Ｚｎ及び不純物を含み、さらに任意にＳｉを含む溶融めっき浴に浸漬する工程と、めっき金属が付着したホットスタンプ用めっき鋼材の母材をめっき浴から引き上げる工程とを含む。その他の処理によって未合金化めっき層を形成する場合、得られる未合金化めっき層の化学組成が上述された範囲となるように、常法に従ってめっき処理を行えばよい。
【００６１】
なお、上述したとおり、ホットスタンプ成形体では、めっき層が、母材に対して、めっき層中のＡｌ及びＺｎの単位面積当たりの合計重量が２０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下で、形成されていることが好ましい。この単位面積当たりの合計重量を確保するには、本工程において、ホットスタンプ用めっき鋼材の母材をめっき浴から引き上げた際のめっき層中のＡｌ及びＺｎの単位面積当たりの合計重量を、２０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下とすることが肝要である。なお、めっき層に含まれるＡｌ及びＺｎの単位面積当たりの合計重量は、酸化および蒸発によって、合金化の際にわずかに減少する。また、本工程においては、めっき浴からの鋼材の引き上げ速度や、ワイピングのガスの流量を適宜調整することにより、上記合計量の確保を実現することができる。
【００６２】
上述の方法によって製造されたホットスタンプ用めっき鋼材は、母材と未合金化めっき層とを備え、この未合金化めっき層は４０.０〜７０．０質量％のＡｌと、３０．０〜６０．０質量％のＺｎと、０〜１５．０質量％のＳｉとを含む。このホットスタンプ用めっき鋼材に、後述する条件下でホットスタンプを行うと、本実施形態に係るホットスタンプ成形体が得られる。以下に、ホットスタンプ条件について詳細に説明する。
【００６３】
［ホットスタンプ工程］
ホットスタンプ工程では、上述のホットスタンプ用めっき鋼材にホットスタンプを行う。通常のホットスタンプは、鋼材をホットスタンプ温度範囲（熱間加工温度範囲）まで加熱し、次いで鋼材を熱間加工し、さらに鋼材を冷却することにより行われる。通常のホットスタンプ技術によれば、製造時間を短縮するために、鋼材の加熱速度をなるべく大きくすることが良いとされる。また、鋼材をホットスタンプ温度範囲まで加熱すればめっき層の合金化が十分に進むので、通常のホットスタンプ技術は、鋼材の加熱条件の制御を重要視していない。しかしながら、本実施形態に係るホットスタンプ部材を製造するためのホットスタンプ工程では（１）ホットスタンプ用めっき鋼材を合金化温度範囲まで加熱し、（２）ホットスタンプ用めっき鋼材の温度を合金化温度範囲で保持し、（３）ホットスタンプ用めっき鋼材をホットスタンプ温度範囲まで加熱し、（４）ホットスタンプ用めっき鋼材を熱間加工及び冷却する。本発明者らは、ホットスタンプ用めっき鋼材をホットスタンプ温度範囲まで昇温させる際に、合金化温度範囲内で鋼材の昇温を略停止させ、その後昇温を再開することが、上述された構成を有するめっき層を得るために必須であることを見いだした。
【００６４】
ホットスタンプ工程では、まず、ホットスタンプ用めっき鋼材を加熱炉（ガス炉、電気炉、赤外線炉等）に装入する。加熱炉内で、ホットスタンプ用めっき鋼材を５００〜７５０℃の温度範囲（合金化温度範囲）まで加熱し、この温度範囲内で１０〜４５０秒保持する。温度保持により、めっき層中に母材のＦｅが拡散して、合金化が進行する。この合金化により、未合金化めっき層は、母材側から成形体の表面側に向かって、界面層と、中間層と、酸化物層とを含むものに変化する。なお、上述の保持時間とは、ホットスタンプ用めっき鋼材の温度が合金化温度範囲内にある時間のことである。上述の保持時間条件が満たされる限り、ホットスタンプ用めっき鋼材の温度は、温度保持中に合金化温度範囲内で変動してもよい。
【００６５】
ホットスタンプ用めっき鋼材の温度保持が、合金化温度範囲未満（即ち５００℃未満）で行われた場合、めっき層が合金化する速度が極めて小さく、加熱時間が極端に延びるため、生産性の観点から好ましくない。ホットスタンプ用めっき鋼材の温度保持が、合金化温度範囲超、即ち７５０℃超で行われた場合、この保持過程でめっき層の表層での酸化物の成長が過剰に促進され、ＨＳ後に得られる成形品の溶接性が低下する。
【００６６】
ホットスタンプ用めっき鋼材の温度を合金化温度範囲内に保持する時間が１０秒未満である場合、めっき層の合金化が完了しないので、上述された界面層、中間層、および酸化層を有するめっき層が得られない。ホットスタンプ用めっき鋼材の温度を合金化温度範囲内に保持する時間が４５０秒超である場合、酸化物の成長量が過剰となり、また、生産性の低下に繋がる。
【００６７】
上述の合金化温度範囲内までホットスタンプ用めっき鋼材を加熱する際の加熱条件は特に限定されない。但し、生産性の観点から、加熱時間は短いことが望ましい。
【００６８】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法に含まれるホットスタンプでは、ホットスタンプ用めっき鋼材温度を上述のように合金化温度範囲内に保持した後、Ａｃ３点〜９５０℃の温度範囲までホットスタンプ用めっき鋼材を加熱し、次いで熱間加工を行う。この際、ホットスタンプ用めっき鋼材温度がＡｃ３点〜９５０℃の温度範囲（酸化温度範囲）内にある時間を６０秒以下に制限する必要がある。ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にあると、めっき層の表層の酸化層が成長する。ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にある時間が６０秒超である場合、酸化物皮膜が成長し過ぎて、成形体の溶接性の低下が懸念される。一方、酸化物被膜の生成速度は非常に速いので、ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にある時間の下限値は０秒超である。ただし、ホットスタンプ用めっき鋼材の加熱が１００％窒素雰囲気等の非酸化雰囲気で行われた場合、酸化層が形成されないので、ホットスタンプ用めっき鋼材の加熱は大気雰囲気等の酸化雰囲気で行われる必要がある。
【００６９】
ホットスタンプ用めっき鋼材温度が酸化温度範囲内にある時間が６０秒以下である限り、加熱速度、及び最高加熱温度等の条件は特に規定されず、ホットスタンプを行いうる種々の条件を選択することができる。
【００７０】
次に、加熱炉から取り出されたホットスタンプ用めっき鋼材を、金型を用いてプレス成型する。本工程では、このプレス成型と同時に、金型によって当該鋼材を焼入れする。金型内には冷却媒体（たとえば水）が循環しており、金型がホットスタンプ用めっき鋼材の抜熱を促して、焼入れがなされる。以上の工程により、ホットスタンプ成形体を製造することができる。
【００７１】
なお、上記の説明では、加熱炉を用いてホットスタンプ用めっき鋼材を加熱した。しかしながら、通電加熱によりホットスタンプ用めっき鋼材を加熱してもよい。この場合であっても、通電加熱により鋼材を所定時間加熱し、金型を用いて当該鋼材のプレス成型を行う。
【００７２】
以上は、本実施形態のホットスタンプ成形体の製造方法における必須の工程であるが、以下に当該製造方法における任意選択的な工程を併記する。
【００７３】
［防錆油膜形成工程］
防錆油膜形成工程は、めっき処理工程後、かつ、ホットスタンプ工程前に、ホットスタンプ用めっき鋼材の表面に防錆油を塗布して防錆油膜を形成するものであり、製造方法に任意に含まれても良い。ホットスタンプ用めっき鋼材が製造されてからホットスタンプが行われるまでの時間が長い場合には、ホットスタンプ用めっき鋼材の表面が酸化するおそれがある。しかしながら、防錆油膜形成工程により防錆油膜が形成されたホットスタンプ用めっき鋼材の表面は酸化し難いので、防錆油膜形成工程は、成形体のスケールの形成を抑制することができる。なお、防錆油膜の形成方法は、公知のいかなる技術を用いることもできる。
【００７４】
［ブランキング加工工程］
本工程は、防錆油膜形成工程後、かつ、ホットスタンプ工程前に、ホットスタンプ用めっき鋼材に対して剪断加工及び／又は打ち抜き加工を行って、当該鋼材を特定の形状に成形する工程である。ブランキング加工後の鋼材の剪断面は酸化し易い。しかしながら、鋼材表面に事前に防錆油膜が形成されていれば、上記剪断面にも防錆油がある程度広がる。これにより、ブランキング加工後の鋼材の酸化を抑制することができる。
【００７５】
以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明の例示にすぎない。従って、本発明は、上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内において、適宜設計変更することができる。
【実施例】
【００７６】
以下、本発明の効果を発明例により具体的に説明する。なお、本発明は、以下の発明例で用いた条件に限定されるものではない。
【実施例１】
【００７７】
本発明者らは、母材１０上にＡｌ−Ｚｎ系めっき層、Ｚｎ系めっき層及びＡｌ系めっき層を各々形成した。Ａｌ−Ｚｎ系めっき層は、５５．０質量％のＡｌと、４５．０質量％のＺｎとを含むものとし、Ｚｎ系めっき層は実質的にＺｎのみからなるものとし、Ａｌ系めっき層は実質的にＡｌのみからなるものとした。【００７８】
次に、各めっき層が形成された鋼材（母材とめっき層とから構成されるめっき鋼材）を第１の加熱炉に装入し、７００℃まで加熱し、この温度範囲内で１２０秒保持した。その後、めっき鋼材を直ちに第２の加熱炉に装入して９００℃まで加熱し、次いで鋼材温度がＡｃ３点〜９５０℃の範囲内にある時間が３０秒となるように、めっき鋼材を第２の加熱炉から取り出した。めっき鋼材を第２の加熱炉から取り出した直後に、ハンドプレス機を用いてめっき鋼材に熱間Ｖ曲げ試験を行った。鋼材を炉から取り出してから、鋼材に加工を開始するまでの時間は５秒程度であり、曲げ加工は鋼材温度８００℃程度で行った。Ｖ曲げは、曲げられる部分の外径が、Ｖ曲げ前から約１５％増大するように行われた。その後、鋼材を冷却することにより、鋼材に焼入れした。冷却は、約８００℃からマルテンサイト変態開始点（４１０℃程度）までの冷却速度が５０℃／秒以上となるように行われた。最後に、冷却終了後の成形体の加工部の曲げ外側部のＳＥＭ画像を撮影し、ＬＭＥの発生の有無を根拠に、成形体の疲労特性（耐ＬＭＥ性）を評価した。【００７９】
図１から図３は、Ａｌ−Ｚｎ系めっき鋼材、Ｚｎ系めっき鋼材及びＡｌ系めっき鋼材から製造された成形体の加工部の断面写真である。図１の成形体では、母材１に合金化Ａｌ−Ｚｎ系めっき層３０が形成され、図２の成形体では、母材１に合金化Ｚｎ系めっき層４０が形成され、図３の成形体では、母材１に合金化Ａｌ系めっき層５０が形成された。なお、観察した成形体の加工部は、引張加工がなされた部分であって、ＬＭＥの発生が懸念される、Ｖ曲げ加工部の、曲げ中心に対する外側部分である。【００８０】
図１から図３によれば、合金化Ｚｎ系めっき層４０を有する成形体では母材１０の内部まで割れが延在しているのに対し、合金化Ａｌ−Ｚｎ系めっき層３０を有する成形体及び合金化Ａｌ系めっき層５０を有する成形体では、母材１０の内部に割れが延在していないことが判る。【００８１】
さらに、上記のとおり加熱および温度保持した鋼材を炉から取り出し、水冷ジャケットを備えた平板金型を用いて鋼材を成形した後、冷却速度が遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点（４１０℃程度）まで、５０℃／秒以上の冷却速度となるように焼入れした。その後、成形体の表面を調整して、成形体に対してりん酸塩処理を行った。最後に、成形体表面のＳＥＭ画像を撮影し、りん酸塩被膜の形成程度を根拠に、りん酸塩処理性を評価した。【００８２】
図４から図６は、第２の加熱炉から取り出されたＡｌ−Ｚｎ系めっき鋼材、Ｚｎ系めっき鋼材及びＡｌ系めっき鋼材を水冷ジャケットを備えた平板金型で加工しつつ急冷し、その後りん酸塩処理を施した場合の、これら成形体の表面を示すＳＥＭ画像（二次電子像）の一例である。【００８３】
図４から図６によれば、Ａｌ−Ｚｎ系めっき及びＺｎ系めっきについては、表面全体に化成結晶６０（りん酸塩被膜）が形成されているのに対し、Ａｌ系めっきについては、表面の一部に化成結晶が形成されていない領域、いわゆる透け領域７０が存在することが判る。
【実施例２】
【００８４】
まず、表１に示す化学組成の溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造した。次いで、スラブを熱間圧延して熱延鋼材を製造し、熱延鋼材をさらに酸洗した後、冷間圧延を行って冷延鋼材を製造した。そして、この冷延鋼材をホットスタンプ成形体の製造に用いる母材（板厚１．４ｍｍ）とした。母材のＡｃ３点はおよそ８１０℃であった。【００８５】
【表１】
0006566128.tif 000002
【００８６】
次に、このように製造した母材に、表２に示す組成のめっき浴を用いてめっきを形成して、ホットスタンプ用鋼材を得た。めっきの付着量は、Ａｌ及びＺｎの合計重量が表２に示される値となるように制御された。この鋼材を、表２に示す合金化温度まで加熱して、表２に示す合金化時間の間温度を保持した。その後、鋼材を加熱炉に装入してＡｃ３点〜９５０℃の温度範囲まで加熱し、次いで鋼材の温度がこの温度範囲内にある時間が表２に示す保持時間となるようにして、鋼材を加熱炉から取り出した。【００８７】
次いで、熱間Ｖ曲げ試験を行うために、以下の工程を実施した。加熱炉から取り出された鋼材に、直ちにハンドプレス機を用いて熱間Ｖ曲げ加工を行った。加熱炉から鋼材を取り出し始めてから鋼材の加工を開始するまでの時間は５秒に設定した。また、金型の形状は、Ｖ曲げ加工による曲げ半径の外側部分が曲げ加工終了時に１５％程延ばされるような形状とした。【００８８】
また、りん酸塩処理性評価試験および塗膜密着性評価試験を行うために、以下の工程を実施した。加熱炉から取り出された鋼材に、直ちに水冷ジャケットを備えた平板金型を用いてホットスタンプを行い、次いで加速冷却した。冷却速度は、マルテンサイト変態開始点（４１０℃）程度まで、５０℃／秒以上の冷却速度となるようにした。さらに、各ホットスタンプ成形体に、日本パーカライジング株式会社製の表面調整処理剤（商品名：プレパレンＸ）を用いて、表面調整を室温で２０秒間行った。次いで、日本パーカライジング株式会社製のりん酸亜鉛処理液（商品名：パルボンド３０２０）を用いて、各ホットスタンプ成形体にりん酸塩処理を行った。りん酸塩処理では、処理液の温度を４３℃とし、ホットスタンプ成形体を処理液に１２０秒間浸漬した。上述のリン酸塩処理を実施した後、各ホットスタンプ成形体に、日本ペイント株式会社製のカチオン型電着塗料を、電圧１６０Ｖのスロープ通電で電着塗装し、更に、焼き付け温度１７０℃で２０分間焼き付け塗装した。電着塗装後の塗料の膜厚の平均は、いずれの発明例及び比較例も１０μｍであった。【００８９】
【表２】
0006566128.tif 000003
【００９０】
上述の手段によって得られた発明例および比較例の構成を、以下に示す方法によって確認した。【００９１】
発明例及び比較例の界面層、中間層、および酸化物層の状態は、以下の手段によって特定した。界面層の平均Ａｌ含有量及び平均Ｚｎ含有量、中間層の平均Ａｌ含有量及び平均Ｚｎ含有量、並びにめっき層の平均Ｓｉ含有量は、成形体を、成形体の表面に垂直に切断し、断面を研磨し、この断面をＥＰＭＡ等の解析装置で分析することにより得られた。界面層及び中間層の金属組織は、ＴＥＭ等による結晶構造解析により得られた。金属組織が本発明の規定を満たす例は「ＯＫ」と記載され、満たさない例は「ＮＧ」と記載された。界面層、中間層、及び酸化物層の厚さは、上述の断面の拡大写真を電子顕微鏡で撮影し、この拡大写真を画像解析することにより得られた。上述された分析は、成形体の加工されていない領域において実施した。【００９２】
発明例及び比較例のめっき層中のＡｌ及びＺｎの合計重量は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ−ＯＥＳ）により測定した。即ち、各発明例及び比較例の未加工部（Ｖ曲げされていない箇所）からサンプルを採取し、１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、分析した。各溶液にプラズマのエネルギーを与え、成分元素を励起させ、放出される発光線（スペクトル線）の位置及び強度を測定することで、各元素の同定及び測量を行った。【００９３】
上述の手段により確認された発明例および比較例の構成を表３に示す。表３に示される界面層および中間層の平均組成の残部はＦｅおよび不純物であった。【００９４】
【表３】
0006566128.tif 000004
【００９５】
さらに、上述の手段によって得られた発明例および比較例の疲労特性（耐ＬＭＥ性）、リン酸塩処理性、塗膜密着性、および溶接性を、以下に示す方法によって確認した。【００９６】
実施例及び比較例の疲労特性は以下の手段によって評価した。実施例及び比較例のＶ曲げ加工された部位の鋼材厚さ方向断面において、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び反射電子検出器を用いて反射電子像を観察することにより、液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）の発生の有無を観察した。そして、クラックが発生していない試料及びクラックが発生しているがめっき層内で終端している試料を、疲労特性について良好（ＧＯＯＤ）と評価した。一方、クラックがめっき層を越えて母材まで延在している試料を、疲労特性について不良（ＢＡＤ）と評価した。【００９７】
実施例及び比較例のリン酸塩処理性は以下の手段によって評価した。りん酸塩処理された各試料に形成されたりん酸塩被膜を、重クロム酸アンモニウム溶液を用いて溶解、除去し、当該被膜の除去前後の鋼材の重量差を測定し、これをりん酸塩被膜の付着量とみなした。そして、付着量が２．０ｇ／ｍ２以上の試料を、リン酸塩処理性について良好（ＧＯＯＤ）と評価した。一方、付着量が２．０ｇ／ｍ２未満の試料を、リン酸塩処理性について不良（ＢＡＤ）と評価した。【００９８】
実施例及び比較例の塗膜密着性は以下の手段によって評価した。電着塗装された各試料を、５０℃の温度を有する５％ＮａＣｌ水溶液に５００時間浸漬した。浸漬後、６０ｍｍ×１２０ｍｍの試験領域全面に、ポリエステル製テープを貼り付け、次いで引きはがした。テープの引きはがしにより塗膜が剥離した領域の面積を求め、下記式に基づいて塗膜剥離率（％）を求めた。
塗膜剥離率＝（Ａ２／Ａ１）×１００
Ａ１は試験領域の面積（６０ｍｍ×１２０ｍｍ＝７２００ｍｍ２）であり、Ａ２は塗膜が剥離した領域の面積（ｍｍ２）である。塗膜剥離率が５．０％未満の試料を、塗膜密着性について良好（ＧＯＯＤ）と評価した。一方、塗膜剥離率が５．０％以上の試料を、塗膜密着性について不良（ＢＡＤ）と評価した。【００９９】
実施例及び比較例の溶接性は、表面抵抗値によって評価した。試料の表面抵抗値は、加圧式直流インバーター電源を用いて、加圧力２５０ｋｇｆにて、電流２Ａを試料に流した際の電圧値から算出した。表面抵抗の値が２０ｍΩ以下となる試料を、溶接性について良好（ＧＯＯＤ）と評価した。【０１００】
上述の手段により確認された発明例および比較例の疲労特性（耐ＬＭＥ性）、リン酸塩処理性、塗膜密着性、および溶接性を表４に示す。【０１０１】
【表４】
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【０１０２】
［評価結果］
表３に示すように、めっき層の合金形態及び組成についての改良、並びに、めっき層の最表層として形成される酸化物の膜厚についての改良を行っている、発明例のホットスタンプ成形体については、いずれも、ＬＭＥ発生の抑制に基づく成形体の疲労特性改善と、成形体のりん酸塩処理性の改善との両方が達成されていることが判る。【０１０３】
これに対し、めっき層の合金形態や組成等についての改良を行っていない、比較例のホットスタンプ成形体については、いずれも、疲労特性、りん酸塩処理性、及び溶接性のいずれかが、十分に改善されていないことが判る。【０１０４】
比較例１０１は、Ａｌ含有量が不足しためっき浴を用いて製造されたので、ＬＭＥを防止することができなかった。このため、比較例１０１の疲労特性は不良であった。
比較例１０２は、Ｚｎ含有量が不足しためっき浴を用いて製造されたので、中間層の組織がＺｎ不足に起因して不適切となった。このため、比較例１０２ではリン酸塩処理性が損なわれ、塗膜密着性が不良であった。
比較例１０３は、ホットスタンプの際の合金化温度が高すぎたので、酸化物層の膜厚が過剰となり、溶接性が不良であった。
比較例１０４は、ホットスタンプの際の合金化温度が低すぎたので、めっき層の合金化が不十分となり、Ｚｎリッチ相が生じ、ＬＭＥを防止することができなかった。このため、比較例１０４の疲労特性は不良であった。
比較例１０５は、ホットスタンプの際の合金化時間が長すぎたので、酸化物層の膜厚が過剰となり、溶接性が不良であった。
比較例１０６は、ホットスタンプの際の合金化時間が短すぎたので、合金化のための加熱が不十分となった。このため、比較例１０６ではＬＭＥが発生し、疲労特性が低下した。さらに、比較例１０６では、加熱が不十分であるので酸化物量が少なく、リン酸塩処理性及び塗膜密着性が不足した。
比較例１０７は、合金化温度およびホットスタンプの際の保持時間が過剰であったので、酸化物層の膜厚が過剰となり、溶接性が不良であった。
【産業上の利用可能性】
【０１０５】
本発明によれば、母材表面にめっき層が形成されたホットスタンプ成形体について、疲労特性とりん酸塩処理性とがいずれも十分に発揮される。従って、本発明は、特に、自動車等に用いられる構造部材等の分野において有望である。
【符号の説明】
【０１０６】
１    ホットスタンプ成形体
１０  母材
２０  めっき層
２１  界面層
２２  中間層
２３  酸化物層
３０  Ａｌ−Ｚｎ系めっき層
４０  Ｚｎ系めっき層
５０  Ａｌ系めっき層
６０  化成結晶
７０  透け領域
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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