JP7239060B2

JP7239060B2 - ホットスタンプ成形体

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Publication number: JP7239060B2
Application number: JP2022509775A
Authority: JP
Inventors: 晃大仙石; 浩二郎秋葉; 俊樹野中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-03-23
Filing date: 2020-03-23
Publication date: 2023-03-14
Anticipated expiration: 2040-03-23
Also published as: WO2021191961A1; US20230023145A1; JPWO2021191961A1; US11846027B2; CN114981467B; CN114981467A

Description

本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。

自動車用部材の分野では燃費や衝突安全性の向上を目的として、高強度化のニーズが高まっており、その解決法として、ホットスタンプ技術の適用が拡大している。ホットスタンプ技術とは、オーステナイト単相域となる温度（Ａｃ_３点）以上に加熱した（例えば９００℃程度まで加熱した）ブランクをプレス加工することで、成形と合わせて金型で急冷焼入れする技術である。このようにすることで、形状凍結性が高く、高強度のホットスタンプ成型品を製造することができる。

ところで、非めっき鋼板にホットスタンプ技術を適用する場合、ホットスタンプの加熱時にスケールが生成される。このため、ホットスタンプ成形後にショットブラスト等によりスケールを除去する必要がある。しかしながら、特許文献１に記載されているように、めっき鋼板を使用すればスケールの生成を抑制できるため、スケール除去工程を省略できる。

また、Ｚｎ系めっき鋼板を用いると、ホットスタンプ後に鋼板表層にＺｎ成分が残存するため、非めっき鋼板のホットスタンプ材と比較して耐食性の向上効果も得られる。このため、ホットスタンプ用のＺｎ系めっき鋼板の適用が拡大している。

日本国特許第３５８２５１１号公報日本国特許第６１３５２６１号公報日本国特許第４０７２１２９号公報

ところで、Ｚｎ系めっき鋼板をホットスタンプに用いる際の注意点として、加熱時に液相Ｚｎが生成することが挙げられる。これは、加熱温度がめっき融点よりも高いことに起因する。この液相Ｚｎが生成した状態でプレス加工（ホットスタンプ）すると、引張応力が付与された箇所において、液相Ｚｎが鋼材の粒界に流れ込むことにより割れが発生する。この現象は液体金属脆化（ＬＭＥ：ＬｉｑｕｉｄＭｅｔａｌＥｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）割れと呼ばれる。このＬＭＥ割れが発生することによる部品強度や疲労特性の低下が懸念されている。

特許文献２には、ホットスタンプ加熱条件を適正に制御することで、めっき中のＺｎと鋼材中のＦｅとを適切に相互拡散させ、めっき層をＺｎが固溶したＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織に制御する（完全固溶体化する）ことで、プレス加工時に液相Ｚｎをなくす方法が開示されている。特許文献２の方法は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の融点がホットスタンプ時の加熱温度（９００℃程度）よりも高いことを利用した方法であり、完全固溶体化させることで加熱中に液相Ｚｎが存在しなくなるため、ＬＭＥ割れを抑制することが出来る。

また、特許文献３には、液相Ｚｎの凝固点以下の温度、例えば、７８０℃以下でホットスタンプの成形を開始することで、地鉄界面近傍は、不可避的に形成されるＦｅを５０－８０質量％含有するＺｎ－Ｆｅ合金からなる合金層とし、それ以外の表層部分は、Ｆｅを１０－３０質量％含有するＺｎ－Ｆｅ合金層（Γ相）をマトリックスとして、Ｆｅを５０－８０質量％含有する球状の形態を有するＦｅ－Ｚｎ合金層を島状に分布させることによって、耐食性と塗装密着性を向上させる技術が開示されている。特許文献３の方法では、プレス加工時に液相Ｚｎが存在しないために、ＬＭＥ割れを抑制することが出来る。

しかしながら、Ｚｎめっき鋼板のホットスタンプに関して問題となりうるのは、ＬＭＥ割れだけではない。ホットスタンプ成形品の使用中に道路上の小石などの衝撃を受けた部位などで、塗膜の剥離などが生じる可能性が挙げられる。このため、特許文献１－３に記載のホットスタンプ成形体よりも高いめっき層の密着性が求められている。

本発明は、上記の課題に鑑みてなされた発明であり、優れた耐ＬＭＥ割れ性を有し、かつ、優れためっき密着性を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。

本発明者らが鋭意検討した結果、母材と、母材の上層として設けられるＺｎ系めっき層とを備え、Ｚｎ系めっき層と母材との界面に存在するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒の粒内に所定の数以上の双晶を存在させることで、めっきの密着性を改善できることを知見した。

本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであり、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成形体は、母材と、前記母材の上層として、前記母材と接して設けられ、Ｚｎを含有するＺｎ系めっき層と、を備え、前記Ｚｎ系めっき層の前記母材側がＦｅ－Ｚｎ固溶体であり、前記母材と前記Ｚｎ系めっき層との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒１０個の粒内に双晶が２個以上存在する。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記Ｚｎ系めっき層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織であってもよい。
（３）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記Ｚｎ系めっき層の表層側がΓ相の単相組織もしくはΓ相とＦｅ－Ｚｎ固溶体との二相組織であってもよい。
（４）上記（１）－（３）のいずれか１つに記載のホットスタンプ成形体は、前記Ｚｎ系めっき層のＺｎ含有量が、質量％で、２０％以上であってもよい。

本発明の上記態様によれば、優れた耐ＬＭＥ割れ性を有し、かつ、優れためっき密着性を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とすることができる。

本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の断面模式図である。本発明の別の実施形態に係るホットスタンプ成形体の断面模式図である。本発明の別の実施形態に係るホットスタンプ成形体の断面模式図である。本発明の別の実施形態に係るホットスタンプ成形体の断面ＳＥＭ画像の一例である。

本発明者らが鋭意検討した結果、母材とＺｎ系めっき層との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体にクラック（Ｚｎ系めっき層中のクラック）が生じることで、めっきの密着性が低下するということが分かった。

このＺｎ系めっき層中のクラックについて説明する。このＺｎ系めっき層中のクラックは、Ｚｎ系めっきホットスタンプ成形体の表層側に生じる裂け目である。このＺｎ系めっき層中のクラックは、ＬＭＥ割れとは異なり、母材の破壊を伴わない。

このＺｎ系めっき層中のクラックは、Ｚｎ系めっき層の母材側にＦｅ－Ｚｎ固溶体がある場合において、母材とＺｎ系めっき層との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体中などに形成される。このＺｎ系めっき層中のクラックは、母材とＺｎ系めっき層の母材側のＦｅ－Ｚｎ固溶体との熱収縮量差に起因して形成すると考えられる。以下、具体的に説明する。

母材のＦｅとＺｎ系めっき層のＺｎとの熱収縮量を比較すると母材のＦｅよりもＺｎ系めっき層のＺｎの方が熱収縮量が大きい。そのため、高温域から低温域に冷却した際にはＺｎはＦｅよりも熱収縮量が多くなる。さらに、ホットスタンプのように焼入れを目的として、母材を急冷する場合では、オーステナイトからマルテンサイトに変態することで母材は膨張する。上述した母材及びＺｎ系めっき層の化学組成に起因する熱収縮量差に加えて、この母材の変態膨張によりさらにＺｎ系めっき層と母材との熱収縮量差は拡大する。このような熱収縮量の差により、Ｚｎ系めっき層の母材側にあるＦｅ－Ｚｎ固溶体に力が加わり、クラックが形成されると考えられる。

本発明者らがさらに鋭意検討した結果、母材とＺｎ系めっき層との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒の粒内に、双晶を形成することで、Ｚｎ系めっき層中のクラックを低減し、めっき密着性を改善できることが分かった。Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の粒内の双晶が、母材とＺｎ系めっき層との熱収縮量差に起因するＦｅ－Ｚｎ固溶体にかかる歪および引張応力を緩和するため、クラックの形成を抑制するためと考えられる。

本発明者らが鋭意検討した結果、製造条件を制御することで、ホットスタンプ前の母材の表層において、結晶粒を粗大化させ、かつ、粒界にＭｎ欠乏領域を形成することで、母材とＺｎ系めっき層との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒の粒内に双晶を効率よく形成できることが分かった。Ｍｎ欠乏領域は、高いマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を有するため、ホットスタンプ時の冷却工程において、Ｍｎ欠乏領域から、マルテンサイト変態が起こる。そのため、母材中の未変態の粒内とＭｎ欠乏領域との塑性ひずみの差が生じるため、母材の上層に位置するＦｅ－Ｚｎ固溶体中に双晶が形成され易くなると考えられる。

本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、上述の知見に基づいて、ホットスタンプ成形体の構成を決定した。なお、本文中において、「－」を用いて表される数値範囲は「－」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。「未満」、「超」を示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は、すべて質量％を意味する。

以下、図面を参照しながら本実施形態に係るホットスタンプ成形体１００について説明する。

＜第一の実施形態＞
まず、図１を参照し、第一の実施形態に係るホットスタンプ成形体１００について説明する。
図１に示すように、ホットスタンプ成形体１００は、Ｚｎを含有するＺｎ系めっき層１と母材２とを備える。Ｚｎ系めっき層１は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織である。母材２とＺｎ系めっき層１との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａ内には、粒界１１を起点として、双晶１３が存在する。以下、各構成について説明する。

（母材）
母材２となる鋼材について説明する。母材２である鋼材の化学組成を、特に限定する必要はない。自動車用鋼板の母材の化学組成の一例として、例えば、質量％で、Ｃ：０．０５％－０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０－２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０－１．００％、Ｎｉ：０－１．００％、Ｃｒ：０－０．５０％、Ｍｏ：０－０．５０％、Ｎｂ：０－０．１０％、Ｖ：０－０．１０％、Ｔｉ：０－０．１０％、Ｂ：０－０．００５０％、Ｃａ：０－０．０１００％、ＲＥＭ：０－０．０１００％、残部が鉄及び不純物を挙げることできる。以下、これらの元素の化学組成について説明する。

「Ｃ：０．０５％－０．４０％」
炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ後のホットスタンプ成形体の強度を高める元素である。母材２中のＣ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。そのため、母材２中のＣ含有量の下限は０．０５％とすることが好ましい。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０％である。一方、母材２中のＣ含有量が高すぎれば、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限は、０．４０％とすることが好ましい。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３５％である。

「Ｓｉ：０．５０％以下」
シリコン（Ｓｉ）は母材２中に不可避的に含有される元素である。また、Ｓｉは母材２を脱酸する効果を有する。しかしながら、母材２中のＳｉ含有量が高すぎれば、ホットスタンプにおける加熱中に母材２中のＳｉが拡散し、母材２表面に酸化物を形成する。この酸化物はりん酸塩処理性を低下させる。Ｓｉはさらに、母材２のＡｃ_３点を上昇させる働きがあり、Ａｃ_３点が上昇するとホットスタンプ時の加熱温度が、Ｚｎの蒸発温度を超えてしまうことが懸念される。母材２のＳｉ含有量が０．５０％超の場合に、上記の問題が顕著となることから、Ｓｉ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましい。より好ましいＳｉ含有量の上限は０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、求められる脱酸レベルによるが、０．０５％である。

「Ｍｎ：０．５０％－２．５０％」
マンガン（Ｍｎ）は、母材２の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体１００の強度を高める元素である。Ｍｎ含有量が低すぎれば、その効果が得られない。その効果を得る場合、母材２のＭｎ含有量の下限を０．５０％とすることが好ましい。母材２のＭｎ含有量の好ましい下限は０．６０％である。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、母材２のＭｎ含有量の上限は、２．５０％とすることが好ましい。母材２のＭｎ含有量の好ましい上限は２．４０％である。

「Ｐ：０．０３０％以下」
りん（Ｐ）は、母材２中に含まれる不純物である。Ｐは母材２の粒界に偏析して鋼の靭性を低下し、耐遅れ破壊性を低下する。したがって、母材２のＰ含有量はなるべく低いほうが好ましいが、Ｐ含有量が０．０３％超となった場合、その影響が顕著となる。そのため、母材２中のＰ含有量の上限を０．０３０％としてもよい。Ｐ含有量の下限は０％である。

「Ｓ：０．０１５％以下」
硫黄（Ｓ）は、母材２中に含まれる不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の靭性を低下し、耐遅れ破壊性を低下する。したがって、Ｓ含有量の上限は０．０１５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量の下限は０％である。

「Ａｌ：０．１００％以下」
アルミニウム（Ａｌ）は鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るために、母材２のＡｌ含有量の下限を０．０１０％としてもよい。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば鋼板のＡｃ_３点が上昇して、ホットスタンプ時の必要な加熱温度がＺｎ系めっき層１の蒸発温度を超える場合がある。したがって、母材２のＡｌ含有量の上限は０．１００％とすることが好ましい。母材２のＡｌ含有量のより好ましい上限は０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、いわゆるｔｏｔａｌＡｌ（Ｔ－Ａｌ）の含有量を意味する。

「Ｎ：０．０１０％以下」
窒素（Ｎ）は、母材２中に不可避的に含まれる不純物である。Ｎは窒化物を形成して母材２の靭性を低下する元素である。Ｎは、Ｂが含有される場合、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らす効果を有する。固溶Ｂ量が減ることで、焼入れ性が低下する。したがって、母材２のＮ含有量はなるべく低い方が好ましい。母材２のＮ含有量が０．０１０％超となった場合、その影響が顕著になることから、母材２のＮ含有量の上限は０．０１０％としてもよい。Ｎ含有量の下限を特に規定する必要はなく、Ｎ含有量の下限は０％である。

本実施形態の母材２の化学組成は、例えば、上述の元素と残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有していてもよい。本明細書において、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから不可避的に混入し、あるいは、意図的に添加されたものであって本実施形態に係るホットスタンプ成形体１００の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。

本実施形態に係るホットスタンプ成形体１００を構成する母材２は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ，Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭから選択される１種又は２種以上を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。

［Ｃｕ：０－１．００％］
Ｃｕは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。しかし、その含有量が過剰であると圧延時などの際、表面に微小な割れを発生させることがある。このため、Ｃｕ含有量は１．００％以下または０．６０％以下であるのが好ましく、０．４０％以下または０．２５％以下がより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。

「Ｎｉ：０％－１．００％」
ニッケル（Ｎｉ）は母材２の靭性を高める。また、Ｎｉは、ホットスタンプでの加熱時に、液相Ｚｎに起因した脆化を抑制する。これらの効果を得る場合、母材２のＮｉ含有量の好ましい下限は０．１０％である。しかしながら、母材２のＮｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量の上限は、１．００％とすることが好ましい。

「Ｃｒ：０％－０．５０％」
クロム（Ｃｒ）は母材の焼入れ性を高める元素である。この効果を得る場合、母材２のＣｒ含有量の好ましい下限は０．１０％である。しかしながら、母材２のＣｒ含有量が高すぎれば、Ｃｒ炭化物が形成され、ホットスタンプの加熱時に炭化物が溶解しにくくなる。そのため、母材２のオーステナイト化が進行しにくくなり、焼き入れ性が低下する。したがって、母材２のＣｒ含有量の上限は、０．５０％とすることが好ましい。

「Ｍｏ：０％－０．５０％」
モリブデン（Ｍｏ）は母材２の焼入れ性を高める元素である。この効果を得る場合、母材２のＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％である。しかしながら、母材２のＭｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、母材２のＭｏ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましい。

［Ｎｂ：０－０．１０％、Ｖ：０－０．１０％、Ｔｉ：０－０．１０％］
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与するため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すると、多量の炭化物が生成し、鋼板の靱性を低下させる。そのため、これらの元素の含有量は０．１０％以下としてもよい。必要に応じ、これらの元素の含有量は、それぞれ０．０８％以下、０．０５％以下または０．０３％以下としてもよい。

「Ｂ：０％－０．００５０％」
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体１００の強度を高める元素である。この効果を得る場合、母材２のＢ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。しかしながら、母材２のＢ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、母材２のＢ含有量の上限は、０．００５０％とすることが好ましい。

［Ｃａ：０－０．０１００％、ＲＥＭ：０－０．０１００％］
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、それらの元素の含有量が過剰であると効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０１００％以下とすることが好ましい。必要に応じ、これらの元素の含有量は、それぞれ０．００６０％以下、０．００４０％以下または０．００３０％以下としてもよい。ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は上記元素の合計量を意味する。

上述した母材２の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（ＩｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙＣｏｕｐｌｅｄＰｌａｓｍａ－ＡｔｏｍｉｃＥｍｉｓｓｉｏｎＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面のめっき層は機械研削により除去してから化学組成の分析を行えばよい。

（Ｚｎ系めっき層）
本実施形態に係るホットスタンプ成形体１００のＺｎ系めっき層１は、Ｚｎを含有するＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織である。Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の結晶構造はα―Ｆｅと同じである。Ｆｅ－Ｚｎ固溶体は、ＦｅとＦｅに固溶したＺｎとを含有する。Ｚｎ系めっき層１がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織である場合、耐ＬＭＥ割れ性が向上する。なお、本実施形態において、Ｚｎを含有するとは、質量％で、Ｚｎ含有量が２０．０％以上を意味する。必要に応じ、Ｚｎ含有量の下限を２２．０％、又は２５．０％としてもよい。Ｚｎ含有量の上限は４０．０％とすることが好ましい。必要に応じて、Ｚｎ含有量の上限を３８．０％又は３５．０％としてもよい。Ｚｎ以外の元素の含有量を特に規定する必要はないが、Ｚｎ系めっき層１の化学組成（ただし、Ｚｎを除く。）は、例えば、質量％で、Ｆｅ：６０．０－８０．０％、Ａｌ：０－１．０％、Ｓｉ：０－１．０％、Ｍｇ：０－１．０％、Ｍｎ：０－１．０％、Ｎｉ：０－１．０％、Ｓｂ：０－１．０％、残部：不純物とすることが好ましい。
なお、本実施形態に係るＺｎ系めっき層１とは、Ｆｅ含有量が９５．０％以下の範囲とし、前記化学組成の分析位置は、Ｚｎ系めっき層１の厚さの中心（膜厚の中心）とする。前記化学組成の分析方法は、以下のとおりとする。ホットスタンプ成形体１００の表面から、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）によりホットスタンプ成形体１００の厚さ方向（つまり、ホットスタンプ成形体１００の表面から板厚中央に向かう方向）にＦｅ含有量の測定を行い、ホットスタンプ成形体１００の表面からＦｅ含有量が９５．０％を超えるまでの範囲を特定する。その後、最初にＦｅ含有量が９５．０％となった位置から表面までの範囲（この範囲がＺｎ系めっき層１である。）の距離の中心（つまり、Ｚｎ系めっき層１の厚さの中心）における各元素の含有量を分析し、その分析値をＺｎ系めっき層１の化学組成とする。ただし、ホットスタンプ成形体１００のさらに表面側には酸化層等があるため、Ｚｎ含有量が高く検出されることがあるため、Ｚｎ含有量が４０．０％となる位置（複数ある場合は、最も表面に近い位置）をＺｎ系めっき層１の表面位置と見做す。

本実施形態に係るホットスタンプ成形体１００において、Ｚｎ系めっき層１と母材２との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａをランダムに１０個観察した際に、双晶１３が２個以上存在する。双晶１３が２個以上存在することで、Ｚｎ系めっき層中のクラックを十分に抑制することができる。
双晶１３は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界を起点とする場合が多い。このため、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａを１０個観察した際に、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界を起点とする双晶１３が２個以上あることとしてもよい。また、双晶１３は、図１または図２のような伸長した組織である。双晶１２の長さは、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界の径（ただし、双晶１２の伸長方向の径）の２０－８０％程度のものが多い。このため、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａを１０個観察した際に、双晶の長さがＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界の径（ただし、双晶１２の伸長方向の径）の２０－８０％であることが好ましい。

Ｆｅ－Ｚｎ固溶体中に生成した双晶の観察は、以下のようにして行うことができる。Ｚｎ系めっき層１を厚み方向の断面から観察できるように、集束イオンビーム（ＦｏｃｕｓｅｄＩｏｎＢｅａｍ、ＦＩＢ）加工装置（例えば、日本電子株式会社製ＪＩＳ－４０００）を用いて、厚み１０－３０ｎｍ程度の薄片サンプルを作製する。この薄片サンプルを透過型電子顕微鏡（ＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）（例えば、日本電子株式会社製ＪＥＭ－ＡＲＭ２００Ｆ）を用いて、Ｚｎ系めっき層１と母材２との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒１２Ａを観察する（倍率：３万倍）。この観察で得られた観察像において、ＥＤＳ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析，ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ－ＲａｙＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）にてＺｎが２０．０％以上検出される結晶粒の集合体をＺｎ系めっき層１、ＥＤＳ分析にてＦｅが９５．０％以上検出される結晶粒を母材２、母材２に隣接してＺｎ系めっき層１中に観察される結晶粒をＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒１２Ａと判断する。明視野像観察により、Ｚｎ系めっき層１と母材２との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒１２Ａの粒内で筋状に観察される部位を、ＳＴＥＭ（走査型透過電子顕微鏡）分析法を用いて１０００万－３０００万倍程度に拡大して、原子配列を観察することで双晶が生成していることを確認できる。
なお、Ｚｎ系めっき層１がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織であることを確認するには、ＳＥＭ－ＢＳＥ観察による方法を用いることができる。その方法の詳細は、後述の実施形態２の中で詳細を説明する。

（製造方法）
次に、ホットスタンプ成形体１００の製造方法について説明する。

（スラブ加熱温度：１１００－１３００℃）
初めに、母材として用いる鋼板を準備する。たとえば、上述した好ましい範囲の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造などの鋳造法によりスラブを製造する。熱間圧延後の巻取り温度を８５０℃以上とするため、スラブの加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましい。スラブの加熱については、特に上限を定めない。１３００℃を超えてスラブを加熱するには、多量のエネルギーを投入する必要があり、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。

（仕上圧延終了温度：９００－９５０℃）
スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延の仕上圧延終了温度（圧延完了温度）が９００℃未満では、母材２の表層に存在する結晶粒を粗大化させることが困難である。このため、熱間圧延の完了温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延の完了温度を９５０℃超とするには、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの工程において鋼板を加熱する装置が必要となり、高いコストが必要となる。このため、熱間圧延の完了温度を９５０℃以下とすることが好ましい。

（巻取り温度：８５０℃以上）
次に、熱間圧延した後の熱間圧延鋼板をコイル状に巻き取る。熱間圧延鋼板の巻取り温度は、８５０℃以上とすることが好ましい。巻き取り温度が８５０℃未満の場合、ホットスタンプ前の母材２の表層において、粒界にＭｎ欠乏領域が形成されない場合がある。

（巻取り後焼鈍：８５０℃以上で２４ｈ以上）
巻取り後の熱間圧延鋼板に対し、８５０℃以上で２４ｈ以上焼鈍を行うことが好ましい。８５０℃以上で２４ｈ以上焼鈍を行うことで、母材２の表層に存在するＭｎがスケール側に移る。これによって、ホットスタンプ前の母材の表層において、母材の結晶粒界を中心にＭｎ欠乏領域が形成される。

巻取り後焼鈍を行った後の熱間圧延鋼板に対し、公知の酸洗処理を行う。酸洗処理後は、必要に応じて、冷間圧延を行ってもよい。適用する部材に要求される特性に応じて、公知の方法で行えばよい。

（Ｚｎめっき）
上述の熱間圧延鋼板もしくは冷間圧延鋼板に対して、Ｚｎめっきを行うことで、鋼板の表面にＺｎめっき層を形成し、ホットスタンプ用鋼板を得る。Ｚｎめっき層の形成方法は、特に限定されないが、Ｚｎめっきの形成は、溶融亜鉛めっき処理が好ましい。また、Ｚｎめっき後に、必要に応じて合金化処理を行ってもよい。

ホットスタンプ用鋼板のＺｎめっき層のめっき付着量は、２０ｇ／ｍ^２以上、１２０ｇ／ｍ^２以下とすることが望ましい。Ｚｎめっき層のめっき付着量はホットスタンプ加熱時に母材２の酸化（スケールの生成）を十分に抑制できない場合がある。そのため、めっき付着量は、２０ｇ／ｍ^２以上が好ましい。より好ましいめっき付着量の下限は、６０ｇ／ｍ^２である。Ｚｎめっき層のめっき付着量が１２０ｇ／ｍ^２であると、母材２の酸化の抑制の効果が飽和することに加え、加熱時間が長くなる。そのため、Ｚｎめっき層のめっき付着量の上限を１２０ｇ／ｍ^２とすることが好ましい。より好ましいＺｎめっき層のめっき付着量の上限は、８０ｇ／ｍ^２である。

ホットスタンプ用鋼板のＺｎめっき層のめっき付着量は、上記の熱間圧延鋼板もしくは冷間圧延鋼板中の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Ｚｎ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。ただし、Ｚｎ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。

ホットスタンプ用鋼板のＺｎめっき層の化学組成は、例えば、質量％で、Ａｌ：０．１％－１．０％、Ｆｅ：０．１％－２０．０％、Ｓｉ：０％－０．５％、Ｍｇ：０％－０．５％、Ｍｎ：０％－０．５％、Ｐｂ：０％－０．５％、Ｓｂ：０％－０．５％、残部：Ｚｎ及び不純物とすることができる。残部中のＺｎ含有量は、８０％以上とすることが好ましい。

（ホットスタンプ工程）
上述のＺｎめっき層を備えるホットスタンプ用鋼板に対して、ホットスタンプを実施する。以下に、その詳細を説明する。

ＺｎはＦｅと比べて熱膨張率が大きいため、Ｚｎ系めっき層１と母材２との界面に位置するＦｅ－Ｚｎ固溶体中のＺｎ濃度が高い方が、冷却時の母材２との熱収縮量差が大きくなり、双晶１３が形成しやすくなる。しかしながら、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体はＺｎ系めっき層１中のＺｎと母材２中のＦｅの相互拡散により形成するため、加熱時間が長くなるとＺｎ系めっき層１と母材２との界面側のＺｎ濃度が低下する。Ｚｎ濃度が低下すると、Ｚｎ系めっき層１と母材２との熱収縮量差が小さくなるので、双晶１３が形成されなくなる。

そのため、双晶１３を形成するために、ホットスタンプ工程では、下記（１）式で定義されるＦｅ－Ｚｎ固溶体化パラメーターＰが３．０≦Ｐ≦９．０を満たすようにホットスタンプ用鋼板を加熱する。
Ｐ＝［（Ｔ－７８２）×｛（ｔ_２－ｔ_１）／２＋（ｔ－ｔ_２）｝］÷Ｗ^２・・・（１）
ここで、Ｔは炉温設定温度（加熱温度）（℃）を意味し、ｔは鋼板を加熱炉に挿入してから搬出するまでの時間（加熱時間）（ｓｅｃ）を意味し、ｔ_１は鋼板の温度が７８２℃に到達した時間（ｓｅｃ）を意味し、ｔ_２は、加熱温度(Ｔ)－１０℃に到達した時間（Ｔ－１０℃到達時間）（ｓｅｃ）を意味し、Ｗは、めっき付着量（ｇ／ｍ^２）を意味する。

Ｐ値が３．０未満の場合、Ｚｎ系めっき層１に液相Ｚｎが残存することで、成形温度が高い場合にＬＭＥ割れが発生する可能性がある。したがって、Ｐ値は３．０以上とする。より好ましいＰ値は、３．２以上であり、さらに好ましくは、３．５以上である。

Ｐ値が９．０超の場合、Ｚｎ系めっき層１中のＺｎと母材２中のＦｅとの相互拡散が過度に進み、Ｚｎ系めっき層１中のＺｎ濃度が母材２側の領域で低下する。そのため、冷却過程において、Ｚｎ系めっき層１と母材２との熱膨脹差に起因する引張応力が低下し、双晶１３が形成にくくなる。そのため、Ｐ値は９．０以下とする。より好ましいＰ値は、８．８以下であり、さらに好ましくは、８．５以下である。

加熱温度ＴがＡｃ_３未満であると、焼入れ性ができない。そのため、加熱温度はＡｃ_３点以上が好ましい。加熱温度が９５０℃超の場合、ホットスタンプ成形体１００の表面酸化（酸化Ｚｎの形成）が過度に進む。そのため、加熱温度Ｔは、９５０℃以下であることが好ましい。なお、Ａｃ_３点（℃）は下記（２）式で表される。
Ａｃ_３＝９１２－２３０．５×Ｃ＋３１．６×Ｓｉ－２０．４×Ｍｎ－１４．８×Ｃｒ－１８．１×Ｎｉ＋１６．８×Ｍｏ－３９．８×Ｃｕ・・・（２）
なお、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。

ホットスタンプでは、通常、内部に冷却媒体（たとえば水）が循環している金型を用いてホットスタンプ用鋼板をプレスする。ホットスタンプ用鋼板をプレスするとき、金型からの抜熱によってホットスタンプ用鋼板が焼入れされる。以上の工程により、ホットスタンプ成形体１００が製造される。ホットスタンプ用鋼板の母材の粒界には、Ｍｎ欠乏領域が形成されている。このＭｎ欠乏領域は、高いマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を有するため、この焼入れにおいて、Ｍｎ欠乏領域から、マルテンサイト変態が起こる。そのため、母材中の未変態の粒内とＭｎ欠乏領域との塑性ひずみの差で、母材の上層に位置するＦｅ－Ｚｎ固溶体中に双晶が形成されやすくなる。

ホットスタンプ用鋼板のプレスを開始する温度（急冷開始温度）は、鋼板が焼入れされる温度以上であれば、特に限定はされない。

急冷開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が、２０℃／ｓ未満の場合、十分な強度が得られない。そのため、急冷開始温度から４５０℃までの平均冷却速度は、２０℃／ｓ以上である。

また、４５０℃から２００℃までの平均冷却速度は１５℃／ｓ未満の場合、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体に短時間に急激な応力がかからず、双晶１３が形成できない。そのため、４５０℃から２００℃までの平均冷却速度は１５℃／ｓ以上である。

＜第２の実施形態＞
次に、本発明に係る第２の実施形態のホットスタンプ成形体１０１を、図２を参照して説明する。なお、この第２の実施形態においては、第１の実施形態における構成要素と同一の部分については同一の符号を付し、その説明を省略し、異なる点についてのみ説明する。
なお、本実施形態において、Ｚｎを含有するとは、質量％で、Ｚｎ含有量が３０．０％以上を意味する。必要に応じ、Ｚｎ含有量の下限を３２．０％、又は３５．０％としてもよい。Ｚｎ含有量の上限は８０．０％とすることが好ましい。必要に応じて、Ｚｎ含有量の上限を７８．０％又は７５．０％としてもよい。Ｚｎ以外の元素の含有量を特に規定する必要はないが、Ｚｎ系めっき層１Ａの化学組成（ただし、Ｚｎを除く。）は、例えば、質量％で、Ｆｅ：２０．０－７０．０％、Ａｌ：０－１．０％、Ｓｉ：０－１．０％、Ｍｇ：０－１．０％、Ｍｎ：０－１．０％、Ｎｉ：０－１．０％、Ｓｂ：０－１．０％、残部：不純物とすることが好ましい。
なお、本実施形態に係るＺｎ系めっき層１Ａとは、Ｆｅ含有量が９５．０％以下の範囲とし、前記化学組成の分析位置は、Ｚｎ系めっき層１Ａの厚さの中心（膜厚の中心）とする。前記化学組成の分析方法は、以下のとおりとする。ホットスタンプ成形体１００の表面から、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）によりホットスタンプ成形体１００の厚さ方向（つまり、ホットスタンプ成形体１００の表面から板厚中央に向かう方向）にＦｅ含有量の測定を行い、ホットスタンプ成形体１００の表面からＦｅ含有量が９５．０％を超えるまでの範囲を特定する。その後、最初にＦｅ含有量が９５．０％となった位置から表面までの範囲（この範囲がＺｎ系めっき層１である。）の距離の中心（つまり、Ｚｎ系めっき層１の厚さの中心）における各元素の含有量を分析し、その分析値をＺｎ系めっき層１の化学組成とする。ただし、ホットスタンプ成形体１００のさらに表面側には酸化層等があるため、Ｚｎ含有量が高く検出されることがあるため、Ｚｎ含有量が８０．０％となる位置（複数ある場合は、最も表面に近い位置）をＺｎ系めっき層１Ａの表面位置と見做す。

図２に示すように、ホットスタンプ成形体１０１は、Ｚｎ系めっき層１Ａと母材２とを備える。Ｚｎ系めっき層１Ａは、下層２１と上層２２とを備える。Ｚｎ系めっき層１Ａの表層側である上層２２は、１）図２に示されるように、キャピタルガンマ相（Γ相）１４の単相組織、または、２）図３に示されるように、キャピタルガンマ相（Γ相）１４の中にＦｅ－Ｚｎ固溶体１５が島状に分布した２相組織のいずれかの組織である。Ｚｎ系めっき層１Ａの母材側である下層２１は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織である。母材２とＺｎ系めっき層１Ａとの界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａ内には、粒界１１を起点として、双晶１３が存在する。以下、各構成について説明する。

（Ｚｎ系めっき層１Ａ）
Ｚｎ系めっき層１Ａは、下層２１と上層２２とを備える。

Ｚｎ系めっき層１Ａの表層側である上層２２は、１）Γ相１４の単層組織（図２参照）、または、２）Γ相１４及びＦｅ－Ｚｎ固溶体１５の２相組織（図３参照）のいずれかとなっている。Γ相１４は、ＦｅとＺｎとの金属化合物であるＦｅ_３Ｚｎ_１０を主体とする金属相である。表層側の上層２２をΓ相１４の単層組織又はΓ相１４とＦｅ－Ｚｎ固溶体１５の２相組織とすることで、塗装後耐食性が向上する。

Ｚｎ系めっき層１Ａの母材側である下層２１は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の単相組織である。本実施形態に係るホットスタンプ成形体１０１において、Ｚｎ系めっき層１Ａと母材２との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａをランダムに１０個観察した際に、双晶１３が２個以上存在する。双晶１３が２個以上存在することで、Ｚｎ系めっき層１Ａのクラックを十分に抑制することができる。双晶１３は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界を起点とする場合が多い。このため、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａを１０個観察した際に、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界を起点とする双晶１３が２個以上あることとしてもよい。また、双晶１３は、図１または図２のような伸長した組織である。双晶１２の長さは、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界の径（ただし、双晶１２の伸長方向の径）の２０－８０％程度のものが多い。このため、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａを１０個観察した際に、双晶の長さがＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の結晶粒１２Ａの粒界の径（ただし、双晶１２の伸長方向の径）の２０－８０％であることが好ましい。

Γ相１４とＦｅ－Ｚｎ固溶体１２、１５の観察は、以下のようにして行うことができる。Ｚｎ系めっき層１Ａを断面から観察できるように、２０ｍｍ角程度に切断した試料を樹脂に埋め込んだ後に、機械研磨により鏡面に仕上げを行う。この樹脂埋め込みサンプルを走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）を用いて、反射電子（ＢａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄＥｌｅｃｔｒｏｎ、ＢＳＥ）像にて、２０００倍に拡大して観察する。このＳＥＭ－ＢＳＥ観察では、原子量が大きい元素はコントラストが明るく（白く）観察されるため、このコントラストの違いによりΓ相とＦｅ－Ｚｎ固溶体を識別することができる。具体的には、Ｆｅと比べて原子量の大きいＺｎを多く含むΓ相が白く観察され、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体は黒く観察される。なお、本実施形態のめっき層は２層構造であり、母材２と接する下層２１はＦｅ－Ｚｎ固溶体１２の単相組織であり、上層２２がΓ相の単相組織、または、Γ相１４及びＦｅ－Ｚｎ固溶体１５の２相組織である。前述の第１の実施形態において、Ｚｎ系めっき層１がＦｅ－Ｚｎ固溶体のであることを確認する際、このＳＥＭ－ＢＳＥ像による方法を用いることができる。なお、図２および図３では、上層２２と下層２１との間に明確な界面があるが、図４のように明確な界面がない場合が少なくない。しかしながら、Ｚｎ系めっき層１Ａの母材側の界面には、Γ相１４はなく、基本的にすべてＦｅ－Ｚｎ固溶体１２となっている。このため、本実施形態では、図４のように上層２２と下層２１との間に明確な界面がない場合も２相組織であると見做す。上層２２と下層２１との間に明確な界面がない場合もあり、上層２２と下層２１の厚さの比率などを定める必要はない。

（製造方法）
次に、第２の実施形態に係るホットスタンプ成形体１０１の製造方法について説明する。ホットスタンプ成形体１０１の製造方法は、ホットスタンプ用鋼板を製造するまで、ホットスタンプ成形体１００と同じである。すなわち、ホットスタンプ成形体１０１の製造方法と、実施形態１のホットスタンプ成形体１００の製造方法とは、ホットスタンプ工程が異なる。

（ホットスタンプ工程）
第２実施形態では、Γ層の上層２２を形成させるために、上記（１）式で定義されるＦｅ－Ｚｎ固溶体化パラメーターＰが０．５≦Ｐ≦２．５を満たすようにホットスタンプ用鋼板を加熱する。

Ｐ値が０．５未満の場合、Ｚｎ系めっき層１Ａの母材側の界面をＦｅ－Ｚｎ固溶体からなる下層２１が覆っている状態とならない場合がある。このような状態とならないようにするため、Ｐ値は０．５以上である。

Ｐ値が２．５超の場合、Ｚｎ系めっき層１中のＦｅ－Ｚｎ固溶体の比率が増加し、塗装後耐食性が低下する。そのため、Ｐ値は、２．５以下である。

実施形態１では加熱終了時点でめっき層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単層組織となっている、すなわち、液相Ｚｎが存在していない状態である。それに対して、実施形態２では加熱終了時点では液相のＺｎが存在している状態であり、これがホットスタンプ後にはΓ相に相変化する。実施形態２においては、液相Ｚｎが冷却に伴って凝固した後にホットスタンプする必要があり、ホットスタンプ用鋼板のプレスを開始する温度（急冷開始温度）が異なる。

具体的には、ホットスタンプ用鋼板のプレスを開始する温度（急冷開始温度）は、Ｚｎめっき層に含まれる液相Ｚｎが凝固し終わる温度以下とする。具体的には７５０℃以下とする。
この急冷開始温度の相違点はあるが、実施形態１と同様に、母材中の未変態の粒内とＭｎ欠乏領域との塑性ひずみの差で、母材２と下層２１との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体中に双晶が形成される。また、加熱炉から取り出した際に存在する液相Ｚｎは、急冷開始前に、Γ相１４となる（上層２２のΓ相１４）。

第１実施形態と同様に、急冷開始温度から４５０℃までの平均冷却速度は、２０℃／ｓ以上とする。また、４５０℃から２００℃までの平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。
なお、ホットスタンプ用鋼板のプレスを開始する温度（急冷開始温度）をより低温とすると、上層２２をΓ相１４の単層組織とすることができる。このため、上層２２をΓ相１４の単層組織としたい場合、例えば、予備試験などにより表層がΓ相単層となる上限温度（または、加熱炉からの取出しから急冷開始までの最大時間）を予め求めた上で、その上限温度以下の温度（または、その最大時間以上の時間）から急冷開始つまりホットスタンプ加工を開始すればよい。同様に、上層２２をΓ相１４とＦｅ－Ｚｎ固溶体の２相組織としたい場合、Γ相単層となる上限温度を超える温度などから急冷開始つまりホットスタンプ加工を開始すればよい。

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ものである。

化学組成が、Ｃ：０．２０％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：１．３１％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００５％、Ｃｕ：０．０１％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｒ：０．２０％、Ｍｏ：０．０１％、Ｔｉ：０．０１％、Ｂ：０．０００２％、Ｎ：０．００２％、Ｃａ：０．０００２％、ＲＥＭ：０．０００２％、Ａｌ：０．０２０％及び残部が鉄及び不純物（Ａｃ_３：８４２℃）の化学組成を有する溶鋼を鋳造して得たスラブを表１の条件で加熱し、表１に記載の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延を行った。熱間圧延後、表１に記載の温度で巻取り、表１に記載の条件で巻取後焼鈍を行った。焼鈍後の鋼板に対し、酸洗を行い、熱間圧延鋼板を得た。

上記の熱間圧延鋼板に対し、表１に記載の板厚まで冷間圧延した後に、焼鈍して、表１に記載の条件で、Ｚｎめっき（溶融亜鉛めっき）を行い、一部の溶融亜鉛めっき鋼板（実施例１－３、５、７及び比較例１、３、５）に対し合金化処理を行い、ホットスタンプ用鋼板を得た。

上記の方法で得たホットスタンプ用鋼板に対し、表２の条件でホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体を得た。各条件のＰ値を表２に示す。

（Ｚｎめっき層の付着量）
ホットスタンプ用鋼板のＺｎめっき層のめっき付着量の測定は、以下のようにして行った。上記で得たホットスタンプ用鋼板から切り出した試料（３０ｍｍ×３０ｍｍ）を評価面と反対面をマスキングテープにより被覆した上で、熱間圧延鋼板もしくは冷間圧延鋼板中の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Ｚｎめっき層を溶解し、溶解前後の重量変化から算出した。全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決定した。表１に得られた結果を示す。Ｚｎめっき層中のＦｅ含有量及びＡｌ含有量はICP発光分析装置（株式会社島津製作所製、型番：ICPS－8100）を用いて測定した。得られた結果を表１に示す。

（Ｚｎ系めっき層の化学組成）
上記の方法で、ホットスタンプ成形体のＺｎ系めっき層の各成分をＧＤＳ分析により測定して得た。得られたＺｎ系めっき層の厚さの中央位置（Ｆｅ含有量が９５．０％となった位置と表面との間の中央の位置）のＺｎ濃度（質量％）、Ｆｅ濃度（質量％）、Ａｌ濃度（質量％）、Ｓｉ濃度（質量％）、Ｍｎ濃度（質量％）、及びＮｉ濃度（質量％）の結果を表３に示す。

耐ＬＭＥ割れ性の評価方法は、以下のようにして行った。ホットスタンプ後に直ちに曲率半径Ｒ＝０．５ｍｍの９０度Ｖ曲げ金型にて加工し、加工部先端のホットスタンプ成形体の厚み方向の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、ＬＭＥ割れの有無について調査した。断面のＳＥＭ写真画像（倍率：１０００倍）において、ＬＭＥ割れが、ホットスタンプ成形体の表面のＺｎ系めっき層だけでなく、母材にまで伝播している場合、ＬＭＥ割れが発生したと判断し、「Ｂａｄ」とした。ＬＭＥ割れが、Ｚｎ系めっき層にとどまり、母材にまで伝播してない場合、ＬＭＥ割れが発生していないと判断し、「Ｇｏｏｄ」とした。表３に得られた結果を示す。

塗装後耐食性の評価方法は、以下のようにして行った。ホットスタンプ成形体（板状）に対して、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、りん酸塩処理を行った。具体的には、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。これにより、鋼材表面にりん酸塩被膜を形成した。

上述のリン酸塩処理を実施した後のホットスタンプ成形体に対して、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（厚み：１５μｍ）し、更に、焼き付け温度１７０℃で２０分間焼き付け塗装した。
電着塗装した後のホットスタンプ成形体に対して、素地の鋼板にまで到達するようにクロスカットをいれ、複合腐食試験（ＪＡＳＯＭ６１０サイクル）を実施した。塗装膨れ幅にて耐食性を評価し、１８０サイクルの複合腐食試験を実施した後の塗装膨れ幅が３ｍｍ未満の場合を「Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ」、３ｍｍ以上６ｍｍ以下の場合、「Ｇｏｏｄ」６ｍｍよりも大きい場合を「Ｂａｄ」と評価した。表３に得られた結果を示す。

Ｆｅ－Ｚｎ固溶体中に生成した双晶の観察は、以下のようにして行った。上記のホットスタンプ成形体のＺｎ系めっき層を厚み方向の断面から観察できるように、集束イオンビーム（ＦｏｃｕｓｅｄＩｏｎＢｅａｍ、ＦＩＢ）加工装置（日本電子株式会社製ＪＩＳ－４０００）を用いて、厚み１０－３０ｎｍ程度の薄片サンプルを作製した。この薄片サンプルを透過型電子顕微鏡（ＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）（日本電子株式会社製ＪＥＭ－ＡＲＭ２００Ｆ）を用いて、Ｚｎ系めっき層と母材との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒１０個をランダムに観察した（倍率：３万倍）。明視野像観察により、Ｚｎ系めっき層と母材との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒の粒内に筋状に観察される部位を、ＳＴＥＭ（走査型透過電子顕微鏡）分析法を用いて１０００万－３０００万倍程度に拡大し、原子配列を観察して、双晶であることを確認した。Ｚｎ系めっき層と母材との界面に隣接するＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒を１０個観察し、１０個の結晶粒内に確認された双晶の数の合計が２個以上である場合を「Ｇｏｏｄ」と判断し、双晶の数の合計が２個未満の場合に「Ｂａｄ」と判断した。表３に得られた結果を示す。

Γ相の有無の判定は以下のように行った。Ｚｎ系めっき層を厚み方向の断面から観察できるように、２０ｍｍ角程度に切断した試料を樹脂に埋め込んだ後に、機械研磨により鏡面に仕上げを行った。この樹脂埋め込みサンプルを走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）を用いて、反射電子（ＢａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄＥｌｅｃｔｒｏｎ、ＢＳＥ）像にて、２０００倍に拡大して観察した。黒く観察される領域（Ｆｅ－Ｚｎ固溶体）と、白く観察される領域のΓ相を観察した。Ｚｎ系めっき層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織のみの場合をＡ、上層がΓ相とＦｅ－Ｚｎ固溶体の２層組織で、下層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織の場合をＢ、上層がΓ相の単相組織で、下層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織の場合をＣとした。表３に得られた結果を示す。

めっき密着性の評価は、以下のようにして行った。ホットスタンプ成形体から７０ｍｍ×１５０ｍｍに切出した評価対象物に対して、自動車用の脱脂、化成処理（化成皮膜の形成）、３コート塗装を行った。３コート塗装は、鋼板側から電着塗装、中塗塗装、上塗塗装とした。－２０℃に冷却保持した状態で、砕石（０．３－０．５ｇ）をエアー圧２ｋｇｆ／ｃｍ²で垂直に照射した。
１サンプルにつき１０個の石を照射した。チッピング痕を観察し、その剥離界面の位置によって評価した。剥離界面がＺｎ系めっき層より上（Ｚｎ系めっき層－化成皮膜の界面、または電着塗装－中塗塗装の界面）のものを「Ｇｏｏｄ」、Ｚｎ系めっき層－鋼板表面での界面剥離が１つでもあるものを「Ｂａｄ」と評価した。表３に得られた結果を示す。

表３に示すように、本発明に係る実施例１－７のホットスタンプ成形体は、良好なめっき密着性を得られることが分かった。Γ相を有していた実施例５及び６は、実施例１－４及び７よりも塗装後耐食性が優れていた。

比較例１－５は、双晶の個数が２個未満であったので、めっき密着性が劣位であった。

本発明によれば、Ｚｎ系めっき層にＦｅ－Ｚｎ固溶体を有したホットスタンプ成形体であっても、優れためっき密着性を有するので、産業上の利用可能性が高い。

１、１ＡＺｎ系めっき層
２母材
１１粒界
１２Ｆｅ－Ｚｎ固溶体
１２ＡＦｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒
１３双晶
１４ Γ相
１５Ｆｅ－Ｚｎ固溶体
２１下層
２２上層
１００、１０１ホットスタンプ成形体

Claims

母材と、
前記母材の上層として、前記母材と接して設けられ、Ｚｎを含有するＺｎ系めっき層と、
を備え、
前記Ｚｎ系めっき層の前記母材側がＦｅ－Ｚｎ固溶体であり、
前記母材と前記Ｚｎ系めっき層との界面に隣接する前記Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の結晶粒１０個の粒内に双晶が２個以上存在する、ホットスタンプ成形体。
前記Ｚｎ系めっき層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織である、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
前記Ｚｎ系めっき層の表層側がΓ相の単相組織もしくはΓ相とＦｅ－Ｚｎ固溶体との二相組織であり、前記表層側を除く前記Ｚｎ系めっき層がＦｅ－Ｚｎ固溶体の単相組織である、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
前記Ｚｎ系めっき層のＺｎ含有量が、質量％で、２０％以上である請求項１－３のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。