JPWO2012137687A1 - 塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

Ａｌめっき層中にクラック発生を抑制する特別の成分元素を添加しなくてもＡｌめっき鋼板をホットスタンプ成加工した際に、ホットスタンプ加工時にめっき層に発生するクラックの伝播を抑制した塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形高強度部品を提供する。
ホットスタンプ成形された高強度部品であって、
鋼板の表面にＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相を含む合金めっき層を有し、
該合金めっき層は、複数の金属間化合物の相から構成されており、
前記複数の金属間化合物の相中のＡｌ：４０〜６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３〜２０μｍであり、
該Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０〜５０μｍであり、
該Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が、次式：
０＜厚みの標準偏差／厚みの平均値≦０．１５
満足することを特徴とする、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

Description

本発明は、高温でのプレス、即ちホットスタンプにより製造される、自動車部品等の構造部材に代表されるような強度が必要とされる部材に適した塗装後耐食性に優れたアルミニュウムめっき高強度部品に関し、詳しくは、アルミニュウムめっき高強度鋼板のホットスタンプ成形時にＡｌめっき層に発生するクラックの伝播が抑制され、塗装後耐食性に優れた、ホットスタンプ成形された高強度部品およびその製造方法に関する。

近年、自動車用鋼板の用途（例えば、自動車のピラー、ドアインパクトビーム、バンパービーム等）などにおいて、高強度と高成形性を両立させた鋼板が望まれており、これに対応するものの１つとして、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）鋼がある。このＴＲＩＰ鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級程度の強度を有する高強度鋼板を製造することは可能であるが、さらに高強度、例えば１５００ＭＰａ以上といった超高強度鋼板で成形性を確保することは困難である。

このような状況で、高強度及び高成形性を確保する成形法として、最近注目を浴びているのが、ホットスタンプ（熱間プレス、ホットプレス、ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。このホットスタンプは、鋼板を８００℃以上のオーステナイト域で加熱した後に熱間で金型成形することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後にプレス金型内で、冷却することにより焼入れをして所望の材質の成形部品を得るというものである。

ホットスタンプは、超高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有する。この際、鋼板表面に酸化物（スケール）が生成するため、スケールを除去する後工程が必要であった。ところが、このような後工程には、スケールの除去能や環境負荷等の観点からの対応策の必要性等の問題があった。

この問題を改善する技術として、ホットスタンプ部材用の鋼板としてＡｌめっき鋼板を使用することにより、加熱時のスケールの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献１、２参照）。

Ａｌめっき鋼板は、ホットスタンプにより高強度の成形部品を効率良く製造するのに有効である。Ａｌめっき鋼板は通常プレスされた後、塗装されて使用される。ホットスタンプの際に加熱を行った後のＡｌめっき層は、表面まで金属間化合物に変化しており、この化合物は非常に脆性であり、ホットスタンプで厳しい成形加工をするとＡｌめっき層にクラックを生じやすい。また、この金属間化合物の相は母材鋼板よりも貴な電位を有するため、クラックを起点として鋼板素地の腐食が開始され、塗装後耐食性が低下するという問題があった。

Ａｌめっき層のクラック発生に起因する塗装後耐食性低下を回避するには、この金属間化合物中にＭｎを添加することが非常に有効であるので、Ａｌめっき層中にＭｎを０．１％以上添加した塗装後耐食性を改善したＡｌめっき鋼板が提案されている（例えば、特許文献３参照）。

特許文献３に記載された技術は、Ａｌめっき層中に特定の成分元素を添加して、めっき層に発生するクラックを防止しようとするものであるが、特にＡｌめっき層中に特定の成分元素を添加することなく、めっき層に発生するクラックを防止する技術ではない。

また、Ａｌめっき鋼板の母材鋼へＴｉ＋０．１Ｍｎ＋０．１Ｓｉ＋０．１Ｃｒ＞０．２５となるように元素を添加すると、これらの元素がＡｌ−Ｆｅ間の拡散を促進することで、めっき層にクラックが発生してもその周りからのＦｅ−Ａｌ反応が進行して鋼板素地を露出し難くすることで、耐食性を改善するようにしたＡｌめっき鋼板が提案されている（例えば、特許文献４参照）。

しかしながら、特許文献４に記載された技術は、Ａｌめっき層に発生するクラックを防止しようとするものではない。

特開２００３−１８１５４９号公報 特開２００３−４９２５６号公報 特開２００３−３４８５５号公報 特開２００３−３４８４６号公報

本発明は、このような実情に鑑みてなされたもので、Ａｌめっき層中にクラック発生を抑制する特別の成分元素を添加しなくても、Ａｌめっき鋼板をホットスタンプ成形した際に、めっき層に発生するクラックの伝播が抑制され、塗装後耐食性に優れた、ホットスタンプ成形された高強度部品を提供することを目的とする。また、Ａｌめっき層表面に潤滑性皮膜を形成してＡｌめっき鋼板のホットスタンプ成形時の成形性を向上させ、めっき層に生じるクラックの発生を抑制することも目的とする。さらに、ホットスタンプ成形された高強度部品の製造方法を提供することをも目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねて、本発明を完成した。一般に、ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板は、溶融めっき法等により鋼板の片面又は両面にＡｌめっき層が形成される。Ａｌめっき層は、質量％で、必要に応じてＳｉ：２〜７％を含有してもよく、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなっている。

ホットスタンプ前のＡｌめっき鋼板のめっき層は、Ｓｉを含有する場合は、表層よりＡｌ−Ｓｉ層及びＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ層から成っている。Ａｌめっき鋼板をホットスタンプするには、まず、Ａｌめっき鋼板を高温に加熱して、鋼板をオーステナイト相とする。そして、オーステナイト化したＡｌめっき鋼板を熱間でプレス加工して成形し、その後、成形されたＡｌめっき鋼板を冷却する。Ａｌめっき鋼板を高温にすることで一旦軟化させることができ、後続するプレス加工を容易に行うことができる。また、鋼板は、加熱及び冷却されることにより、焼入れされて約１５００ＭＰａ以上の高い機械的強度を実現することができる。

このホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板の加熱工程で、Ａｌめっき層（Ｓｉを含有する場合）内ではＡｌ−Ｓｉと鋼板中からのＦｅとの相互拡散が起こり、全体がＡｌ−Ｆｅ化合物（金属間化合物）へ変化する。このとき、Ａｌ−Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する相も生成する。この化合物（金属間化合物）は非常に脆性であり、ホットスタンプで厳しい成形加工をするとＡｌめっき層にクラックを生じる。また、この相は母材鋼板よりも貴な電位を有するため、クラックを起点として鋼板素地の腐食が開始され、成形部品の塗装後耐食性を低下させることとなる。したがって、ホットスタンプ成形で、Ａｌめっき層に発生するクラックを抑制することがホットスタンプ成形された部品の塗装後耐食性を改善することとなる。

ホットスタンプ成形加工では、めっき層にクラックが発生することは避けることができないが、本発明者らは、ホットスタンプで発生するめっき層のクラックをめっき層内で伝播停止することができれば、クラックは母材鋼板に到達できないことに着目した。これにより鋼板素地の腐食が防止でき、ホットスタンプ成形された部品の塗装後耐食性に悪影響を与えないこと見出した。本発明者らは、Ａｌめっき層に発生するクラックのめっき層内でのクラック伝播停止について鋭意研究した。その結果、鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｆｅを主とする複数の金属間化合物相の結晶粒の内、その中でＡｌが４０〜６５％を含有する金属間化合物相の結晶粒の平均切片長さ（以下、単に「平均切片長さ」ともいう）を３〜２０μｍに制御すると、Ａｌめっき層に発生するクラックの伝播停止ができることを見出した。また、Ａｌめっき層表面にＺｎＯを含有する潤滑皮膜をさらに形成することで、ホットスタンプ時の潤滑性を確保でき、表面疵の防止およびクラック発生の防止が可能になることを見出した。さらに、ホットスタンプに適した鋼板組成を見出した。

更にＡｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みはスポット溶接時のチリ発生状況に影響を与えることも見出し、安定したスポット溶接性を得るためにはめっき厚みのバラツキ（標準偏差）を低減させて、Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０〜５０μｍであり、厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（厚みの標準偏差／厚みの平均値）が０．１５以下とすることが重要であることも見出した。

本発明は、これらを見出したことに基づいて完成したもので、その発明の要旨は次の通りである。

（１）ホットスタンプ成形された高強度部品であって、
鋼板の表面にＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相を含む合金めっき層を有し、
該合金めっき層は、複数の金属間化合物の相から構成されており、
前記複数の金属間化合物の相中のＡｌ：４０〜６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３〜２０μｍであり、
該Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０〜５０μｍであり、
該Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が、次式：
０＜厚みの標準偏差／厚みの平均値≦０．１５
満足することを特徴とする、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（２） 前記厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が０．１以下であることを特徴とする、上記（１）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（３） 前記Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層が、質量％でＳｉ：２〜７％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（４） 前記Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の表面にＺｎＯを含有する表面皮膜層が積層されていることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（５） 前記表面皮膜層のＺｎＯの含有量は、Ｚｎ質量換算で片面０．３〜７ｇ／ｍ²であることを特徴とする、上記（４）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（６） 前記鋼板が成分として質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
Ｍｎ：０．２〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．５％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．００１〜０．１％、及び
Ｎ：０．００１０％〜０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分の鋼板から成ることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（７） 前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．４超〜３％、
Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．１〜３％、
Ｓｎ：０．００５％〜０．１％、
Ｓｂ：０．００５％〜０．１％
から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする上記（６）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（８） ホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
Ｍｎ：０．２〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．５％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．００１〜０．１％、及び
Ｎ：０．００１０％〜０．０５％、
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分を含む鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られた冷延鋼板を、
溶融めっきラインにおいて焼鈍温度６７０〜７６０℃まで加熱し、還元炉において６０秒以下保持し、その後のＡｌめっきを施して、Ａｌめっき鋼板を製造する工程、
前記Ａｌめっき鋼板を圧延率が０．５〜２％なるように調質圧延する工程、
前記調質圧延されたＡｌめっき鋼板を、昇温速度３〜２００℃／秒で昇温し、次式：
ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）
（上記式中、Ｔ：鋼板の加熱温度（絶対温度Ｋ）、ｔ：狙い温度に達した後の加熱炉内での保定時間（ｈｒｓ））
で表されるラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）＝２００００〜２３０００の条件でホットスタンプ成形する工程、そして
ホットスタンプ後に２０〜５００℃/秒の冷却速度で金型で焼入れする工程
を含むホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。

（９） 前記鋼が、更に質量％で、
Ｃｒ：０．４超〜３％、
Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．１〜３％、
Ｓｎ：０．００５％〜０．１％、
Ｓｂ：０．００５％〜０．１％
から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする上記（８）に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。

（１０） 前記ホットスタンプ成形する工程において、の昇温速度が４〜２００℃／秒であることを特徴とする上記（８）又は（９）に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
（１１） 前記Ａｌめっき鋼板を製造する工程において、Ａｌめっきを施すためのめっき浴が、Ｓｉ量を７〜１５％含み、浴温又は浴への侵入板温のいずれかが６５０℃以下であることを特徴とする、（８）〜（１０）のいずれかに記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、ホットスタンプ成形時にＡｌめっき鋼板のめっき層（合金層）に発生したクラックを、めっき層の結晶粒界で伝播させることなく停止させることができる。このためクラックがホットスタンプ成形された高強度部品の表面まで到達しておらず、ホットスタンプ成形された高強度部品の塗装後耐食性を向上させることができる。また、本発明では、Ａｌめっき鋼板のめっき層の表面にＺｎＯを含有する潤滑性表面皮膜層を更に積層させて、ホットスタンプを行なって成形部品とする。これにより、ホットスタンプ時の加工性を向上させることができると共に、クラック発生を抑制することができるので、生産性を向上させることが可能となる。
さらに、めっき厚みのバラツキを低減することにより、スポット溶接性を安定させることができる。また本発明の鋼成分を有する鋼板を用いることにより、１０００Ｍｐａ以上の引張強度を有するホットスタンプ成形された高強度部品を得ることができる。

ホットスタンプ成形された部品の断面のＡｌめっき層の組織偏光顕微鏡写真である。 Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元状態図（６５０℃等温面）である。 （ａ）〜（ｄ）はＡｌめっき層の組織偏光顕微鏡写真である。（ａ）はめっき厚が片面４０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が５℃の場合である。（ｂ）はめっき厚が片面４０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が２０℃の場合である。（ｃ）はめっき厚が片面８０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が５℃の場合である。（ｄ）はめっき厚が片面８０ｇ／ｍ、ホットスタンプ時の昇温測度が２０℃の場合である。また（ａ）は結晶粒の平均切片長さを線分法で求める方法を示す図である。平均切片長さはめっき層表面と平行な線を引き、この線を通過する粒界の数を数えて測定長さを粒界の数で除することで求めることを示す図である。（ａ）では平均切片長さは１２．３μｍであった。 Ａｌ：４０〜６５％を含有する金属間化合物相の平均切片長さに対するＡｌめっき条件及びホットスタンプ時加熱条件の影響を示す図である。横軸はホットスタンプ時の加熱条件のラルソン・ミラー・パラメーター（Larson-Miller parameter, LMP）である。 図３のＡｌめっき層の組織偏光顕微鏡写真において、結晶粒の粒界をトレースして、明確にして示す組織偏光顕微鏡写真である。 Ａｌめっき鋼板表面へのＺｎ付着量と動摩擦計数の関係を示す図である。

本発明のホットスタンプ成形された部品は、鋼板表面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を用い、加熱処理によりＡｌめっき層を表面まで合金化処理し、ホットスタンプ成形により高強度部品とする。

本発明で用いるホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板のＡｌめっきを実施する方法については特に限定するものではない。例えば、溶融めっき法を初めとして、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等を用いることが可能であるが、現在、工業的に最も普及しているめっき法は溶融めっき法であり、この方法が望ましい。通常、鋼板のＡｌめっきでは、Ａｌめっき浴に７〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用することができるが、Ｓｉは必ずしも含有していなくても良い。Ｓｉはめっき時に、Ａｌめっきの合金層成長を抑制する働きがある。ホットスタンプ用途に限れば合金層成長を抑制する必然性は小さいが、溶融めっき法においては、１つの浴で種々の用途の製品を製造するため、Ａｌめっきの加工性を要求される用途においては合金層成長を抑制する必要があるので、Ｓｉを含有させるのが通常である。本発明においては、Ａｌめっき層が合金化する前のＡｌめっき層に含有するＳｉ量は、後述するように、Ａｌ−Ｆｅ合金の平均切片長さを支配する因子である。本発明では、Ａｌめっき浴にＳｉ：７〜１５％を含有させることが望ましい。ホットスタンプ時にＡｌめっき層を加熱、合金化させることで、鋼板素地からめっき層中にＦｅが拡散し、Ａｌ−Ｆｅ中のＳｉ濃度は、ホットスタンプ前のＡｌめっき層中よりも低下する。Ａｌめっき浴が、７〜１５％のＳｉを含有すると、ホットスタンプ後のＡｌ−Ｆｅ合金層はＳｉを２〜７％含有する。

本発明のホットスタンプ成形された高強度部品における鋼板は、ホットスタンプ時の焼鈍により表面のＡｌめっきが合金化されＡｌ−Ｆｅ合金層を有する。このＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みの平均値は１０〜５０μｍである。このＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みが１０μｍ以上であれば、加熱工程後に、急速加熱ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板として十分な塗装後耐食性を確保できるため好ましい。厚みが大きいほど耐食性上は優位に働くが、一方、Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚みが大きいほど、ホットスタンプ成形時に表層が欠落し易くなるため、厚みの平均値の上限は５０μｍ以下とする。

また、ホットスタンプ成形された高強度部品のＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みのバラツキはスポット溶接性の安定性に影響する。本発明者らの検討によると、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みはチリ発生電流値に影響し、厚みのバラツキが小さいほどチリ発生電流が低下する傾向がある。このため、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みのバラツキが大きいとチリ発生電流値がバラツキやすく、結果として適正溶接電流の範囲が小さくなる。したがってＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みのバラツキを適正に制御する必要があり、Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（厚みの標準偏差／厚みの平均値）を０．１５以下とする必要があることが分かった。より好ましくは０．１以下である。このようにすることで安定したスポット溶接性が得られる。

ホットスタンプ成形された高強度部品のＡｌ−Ｆｅ合金めっき層の、厚みの測定及び厚みの標準偏差の算出は以下の手順でおこなった。まず鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延され、溶融めっきラインでＡｌめっきされた鋼板の全幅を加熱、焼入れした。その後幅方向の両エッジより５０ｍｍの位置、幅中央、両エッジより５０ｍｍの位置と中央との中間位置の計５個所で２０×３０ｍｍの試験片をサンプリングした。試験片を切断し、断面を検鏡し、表裏の厚みを測定した。試験片断面において、任意の１０点の厚みを測定し、厚みの平均値と厚みの標準偏差を算出した。このときの厚みの測定に当たっては、断面研磨後、２〜３％ナイタールでエッチングし、Ａｌ−Ｆｅ合金層と鋼板の界面を明確にして、合金めっき層の厚みを測定した。

ホットスタンプ前のＡｌめっき鋼板のＡｌめっき層は、Ｓｉを含有している場合は、表層より順に、Ａｌ−Ｓｉ層、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ層の２層から成る。このＡｌ−Ｓｉ層は、ホットスタンプ工程で９００℃程度に加熱されると、鋼板中からのＦｅの拡散が起こり、めっき層全体がＡｌ−Ｆｅ化合物の層へ変化するとともに、Ａｌ−Ｆｅ化合物中に部分的にＳｉを含有する層も生成する。

ホットスタンプ前に、Ａｌめっき鋼板を加熱して、Ａｌめっき層を合金化した場合、Ｆｅ−Ａｌ合金層は、一般に５層構造となることが多いことが知られている。これら５層は、めっき鋼板表層から順に、第１層、第３層はＦｅ₂Ａｌ₅、ＦｅＡｌ₂を主成分とし、その層中のＡｌ濃度は約５０質量％である。第２層中のＡｌ濃度は約３０質量％である。第４層、第５層はそれぞれＦｅＡｌ、αＦｅに対応する層と判断できる。第４層、第５層中のＡｌ濃度はそれぞれ１５〜３０質量％、１〜１５質量％の幅を持つ組成となる。残部はいずれの層もＦｅ及びＳｉである。これらの各合金層の耐食性はＡｌ含有量にほぼ依存し、Ａｌ含有量が高いほど耐食性に優れる。従って、第１層、第３層が最も耐食性に優れている。なお、第５層の下部は鋼板素地であり、マルテンサイトを主体とする焼入組織となっている。また、第２層はＦｅ−Ａｌ二元系状態図から説明できないＳｉを含有する層であり、その詳細な組成は明らかではない。本発明者らは、Ｆｅ₂Ａｌ₅とＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ化合物が微細に混じりあったような相であると推定している。

このようなＡｌめっき鋼板を急速加熱ホットスタンプした場合、得られるＡｌ−Ｆｅ合金層の構造は、ホットスタンプ時の加熱条件によるが、上記のような明確な５層構造は示さない。これは急速加熱であるために、Ｆｅのめっき層への拡散量が少ないためと考えられる。

Ａｌ−Ｆｅ合金層は、鋼板素地中のＦｅがＡｌめっき中に拡散して形成されるものであるから、Ａｌめっき層の鋼板側ではＦｅ濃度が高く、Ａｌ濃度が低い、そして、めっき層の表面側に向かってＦｅ濃度が低下し、Ａｌ濃度が高くなる濃度分布を有している。

ホットスタンプ成形された部品のＡｌめっき層を観察すると、Ａｌ−Ｆｅ合金相が硬質で脆いため、ホットスタンプ成形された部品のめっき層にはクラックが発生している。図１は、ホットスタンプ成形された部品の断面のＡｌめっき層組織の偏光顕微鏡写真である。図１に示すように、大きいクラックは結晶粒を貫通して母材まで達しているが、小さいクラックは結晶粒界で停止(矢印をつけたもの)しているのがわかる。

そこで、本発明者らはクラックが結晶粒界で停止している現象に着目し、Ａｌめっき層に発生するクラックの伝播停止について鋭意研究した。その結果、鋼の表面に形成されたＡｌ−Ｆｅを主とする複数の金属間化合物層の結晶粒の内、その中のＡｌ４０〜６５％を含有する金属間化合物層の結晶粒の平均切片長さを３〜２０μｍの範囲にコントロールすることにより、Ａｌめっき層に発生するクラックの伝播停止ができることを見出した。以下に説明するように、ここでいう平均切片長さとは、鋼板面に平行な方向に計測したものを意味する。ここで合金化したＡｌめっきは当然ＡｌとＦｅを主成分とするが、Ａｌ中にはＳｉも含有されるため、Ａｌ−Ｆｅを主として少量のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉを含有している。

Ａｌ：４０〜６５％を含有する相の平均切片長さに影響する支配因子について検討したところ、Ａｌ：４０〜６５％を含有する相の平均切片長さは、めっき厚、熱履歴(昇温速度、保定時間)、Ａｌめっき条件（Ｓｉ量、浴温、侵入板温）等のホットスタンプ成形された高強度部品の製造条件の影響が大きく、具体的にはＡｌめっき後の合金層の種類の影響が特に大きい。熱履歴のコントロールは以下に説明するラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）を用いることができる。

合金化した後のＡｌ：４０〜６５％を含有する相の平均切片長さを３〜２０μｍと細かくするためには、Ａｌめっきした時の初期の合金層としてβ−ＡｌＦｅＳｉを生成することが好ましい。β−ＡｌＦｅＳｉは単斜晶（Ｍｏｎｏｃｌｉｎｉｃ）の結晶構造を有する化合物で、Ａｌ₅ＦｅＳｉの組成を有するとも言われている。更にＡｌめっき後の合金層としてβ−ＡｌＦｅＳｉを生成させるためには、浴中のＳｉ量を７〜１５％、浴温を６５０℃以下とすること、あるいは浴温は６５０〜６８０℃で且つ侵入板温を６５０℃以下とすることが有効である。これはこの領域のＳｉ濃度、温度でβ−ＡｌＦｅＳｉが安定相となるためである。

β−ＡｌＦｅＳｉをＡｌめっき後の合金層として生成させた時に、Ａｌ：４０〜６５％を含有する相の平均切片長さが小さくなる理由は、図２に示すＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元状態図より推測することができる。Ａｌ：４０〜６５％を含有する相はＦｅ₂Ａｌ₅を主とする相と考えられる。Ａｌめっきで生成する合金層中の化合物の相はＡｌ−Ｓｉの液相と平衡する相であり、α相、β相、ＦｅＡｌ₃相の３種がありうる。例えばＦｅＡｌ₃相が生成した場合、この化合物中にＦｅが拡散すると、ＦｅＡｌ₃相がＦｅ₂Ａｌ₅相に変態すると考えられる。これに対してβ相からＦｅ₂Ａｌ₅に相至るためには、β相→α相→ＦｅＡｌ₃相→Ｆｅ₂Ａｌ₅相のように多くの変態を経なければならない。変態を経ることで結晶粒が再度生成するため、多くの変態を経るほど平均切片長さは小さくなる傾向がある。すなわち、ＦｅＡｌ₃相よりはα相、α相よりはβ相を出発化合物とした方が平均切片長さは小さくなる。

合金めっき層中の平均切片長さの測定方法は、ホットスタンプ成形された部品の任意の断面を研磨後、２〜３ｖｏｌ％のナイタールでエッチングし、顕微鏡観察する。観察は偏光顕微鏡を用いて行い、偏光角を最も結晶粒のコントラストがはっきりするように調整する。このとき連続的にコントラストが濃く見える化合物の層よりも表層側のコントラストが薄く見える化合物の層がＡｌ：４０〜６５％の相である。この相がクラックの伝播を停止させる特性を有する相であり、塗装後耐食性、めっきの加工性に影響を与える相である。図３（ａ）〜（ｂ）に示すように、特にめっき厚みが薄い（片面４０ｇ／ｍ²）ときにはコントラストの濃い相の影響でＡｌ：４０〜６５％の相の平均切片長さが測定し難い。したがって本明細書では、合金めっき層中の結晶粒の平均切片長さを、鋼板面に平行な方向に測定した平均切片長さと定義する。平均切片長さは線分法で求める。図３（ａ）に示すようにめっき層中に鋼板面と平行な線を引き、この線が通過する粒界の数を数え、測定長を粒界の数で除することで平均切片長さが求められる。この平均切片長さより粒径を計算することも可能であるが、粒径を計算するためには、粒の形状が既知である必要がある。鋼板については、結晶粒は球状と仮定できるが、本発明のような表面に生成した金属間化合物については結晶粒の形状が不明なために粒径でなく平均切片長さを用いた。

なお、実際の測定では、図３（ａ）〜（ｄ）の偏光顕微鏡写真では、粒界が不明確であるので、図５（ａ）、（ｂ）に示すように、図３の（ａ）、（ｃ）の偏光顕微鏡写真について結晶粒界をトレースして結晶粒界を明確にして測定した。

Ａｌめっき層が合金化した後のＡｌ：４０〜６５％を含有する相の平均切片長さを３〜２０μｍと限定する理由を説明する。Ａｌ：４０〜６５％を含有する相のクラック伝播停止特性としては粒径が小さい方が好ましいが、ホットスタンプ部材用鋼板は一旦オーステナイト域まで加熱される必要がある。このためこの鋼板は、一般的に８５０℃以上に加熱されることになるため、この加熱工程で合金化したＡｌめっき層は、結晶粒が３μｍ以上まで成長してしまう。したがって、通常３μｍ未満の結晶粒径とすることは極めて困難である。平均切片長さが２０μｍを超えて粒径が大きくなると、Ａｌめっき層の加工性が低下し、パウダリング現象が大きくなる。さらに、Ａｌ：４０〜６５％を含有する相のクラック伝播停止特性が機能しなくなり、クラックを結晶粒で停止させることができなくなる。

したがって、本発明ではＡｌ：４０〜６５％を含有する相の平均切片長さを３〜２０μｍと限定したが、好ましくは、５〜１７μｍである。

次に、平均切片長さに及ぼすＡｌめっき条件、ホットスタンプ時加熱条件の影響について述べる。

図４は平均切片長さに対するＡｌめっき条件及びホットスタンプ時の加熱条件の影響を示す図である。図４の横軸はホットスタンプ時の加熱条件のラルソン・ミラー・パラメーター（Larson-Miller parameter, LMP）である。
ラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）は、
ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）
（上記式中、Ｔ：絶対温度（Ｋ）、ｔ：時間（ｈｒｓ））で表される。
ここで、Ｔは鋼板の加熱温度、ｔは狙い温度に達した後の加熱炉内での保定時間である。ＬＭＰは一般に熱処理、クリープ等の温度と時間が影響する事象において、温度と時間を統一的に扱うために用いられる指標である。結晶粒の成長に対してもこのパラメーターを用いることができる。本発明では、ＬＭＰは結晶粒の平均切片長さに対する温度と時間の影響を１つにまとめたもので、ホットスタンプ時の熱処理条件をこのパラメーターのみで記述できる。

図４に記載した記号を説明するＡ、ＢはＡｌめっき条件を示す。Ａは７％Ｓｉ浴、浴温６６０℃を意味し、Ｂは１１％Ｓｉ浴、浴温６４０℃を意味している。これはそれぞれＡｌめっき時にα−ＡｌＦｅＳｉ相、β−ＡｌＦｅＳｉ相が生成する代表的な条件である。また「５℃／ｓ」及び「５０℃／ｓ」はホットスタンプ時の昇温速度を意味する。５℃／ｓは通常の炉加熱、５０℃／ｓは赤外線加熱、通電加熱等の急速加熱に対応する。ここで「昇温速度」とは、昇温開始から狙い温度よりも１０℃低い温度に達するまでの平均昇温速度を意味する。Ａｌめっき条件ＡとＢとを比較すると、条件Ａ、すなわちＡｌめっき時にα−ＡｌＦｅＳｉ相を形成させた方が。条件Ｂに比べて平均切片長さが大きくなる傾向を示した。ホットスタンプ時の加熱条件範囲としてはより狭い範囲（ＬＭＰ＝２００００〜２３０００）に制限する必要があることがわかった。ＬＭＰが２００００未満であるとＡｌ−Ｓｉめっき層と鋼板の拡散が不十分で、未合金のＡｌ−Ｓｉ層が残存するために好ましくない。また図４のめっき条件Ａにおいて、昇温速度５℃／秒と５０℃／秒の場合を比較すると、このような狭い範囲であってもホットスタンプでの昇温速度を大きくするとより組織が微細化することが示されている。昇温速度は、４〜２００℃／秒（ｓ）の範囲が好ましい。昇温速度が４℃／秒より遅いと加熱工程に時間がかかることを意味し、ホットスタンプの生産性が低下することを意味し、また２００℃／秒より速いと鋼板内の温度分布の制御が困難になるためいずれも好ましくない。これらＡｌめっき条件、ホットスタンプ条件を適正化することで平均切片長さを３〜２０μｍとすることが可能である。

以上述べたように、鋼の表面に形成したＡｌ−Ｆｅを主とする金属間化合物層の内のＡｌ：４０〜６５％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３〜２０μｍとすることにより、ホットスタンプによるめっき層に発生するクラックの伝播をめっき層内に止めることができる。これにより、めっき層のクラックに起因する鋼板母材の腐食を抑制することができ、塗装後耐食性に優れた高強度自動車部品等のホットスタンプ成形された部品を得ることができる。

本発明のホットスタンプ成形された高強度部品は、Ａｌ−Ｆｅを主とする合金めっき層の表面にＺｎＯを含有する表面皮膜層を更に有することができる。

本発明のホットスタンプ成形された高強度部品は、ホットスタンプ時に極めて硬質であるＡｌ−Ｆｅ金属間化合物が鋼板表面のめっき層に形成される。このため、ホットスタンプ成形のプレス加工時に金型との接触により加工傷が成形部品の表面に形成され、この加工傷が、めっき層にクラックが発生する原因となるという問題がある。本発明者らはＡｌめっき層の表面に優れた潤滑性を有する表面皮膜を形成することで、成形部品の加工傷およびめっき層のクラック発生を抑制できることを見出し、ホットスタンプ成形における成形性及び成形部品の耐食性を向上させることができることを見出した。

本発明らは、ホットスタンプ成形に適した潤滑性を有する表面皮膜について鋭意研究した結果、Ａｌめっき層の表面にＺｎＯ（酸化亜鉛）を含有する潤滑性表面皮膜層を積層することで、成形部品表面の加工傷およびめっき層のクラック発生を効果的に防止できることを見出した。

ＺｎＯは、Ａｌめっき鋼板の片面側の表面皮膜層中に、Ｚｎ質量換算で０．３〜７ｇ／ｍ²含有される。より好ましくは０．５〜４ｇ／ｍ²である。ＺｎＯの含有量がＺｎ質量換算で０．１ｇ／ｍ²以上である場合には、潤滑向上効果や偏り防止効果（Ａｌめっき層厚みの均一化効果）などを効果的に発揮することができる。一方、ＺｎＯの含有量がＺｎ質量換算で７ｇ／ｍ²を超える場合には、Ａｌめっき層及び表面皮膜層の合計厚みが厚くなり過ぎ、溶接性や塗料密着性が低下する。

図６は、Ａｌめっき鋼板表面へのＺｎ付着量と動摩擦計数の関係を示す図である。表面皮膜層中のＺｎＯの含有量を変動させて、ホットスタンプ成形時の潤滑性の評価を行った。この潤滑性の評価は、以下の試験により行った。まず、ＺｎＯ皮膜層有するＡｌめっき鋼板の各供試材（１５０×２００ｍｍ）を９００℃に加熱した後、７００℃まで冷却した各供試材に、鋼球を介して荷重を上から加え、そして、この鋼球を、供試材上を滑らせて引抜いた。この際、引抜き荷重をロードセルにより測定し、引抜き荷重／押し付け荷重の比を、動摩擦係数とした。その結果を、図６に示す。動摩擦係数が０．６５より小さいと良好と評価できる。Ｚｎ付着量で概ね０．７ｇ／ｍ²以上の領域で、動摩擦係数が効果的に低く抑えられ、熱間潤滑性を向上させられることが判る。

ＺｎＯを含有する表面皮膜層の形成は、例えば、ＺｎＯを含有する塗料を塗布し、塗布後の焼付け及び乾燥による硬化処理を行うことにより、Ａｌめっき層上に形成することができる。ＺｎＯ塗料の塗布方法としては、例えば、所定の有機性のバインダ（ｂｉｎｄｅｒ）とＺｎＯ粉末の分散物とを混合してＡｌめっき層の表面に塗布する方法、粉体塗装による塗布方法などが挙げられる。塗布後の焼付け及び乾燥方法としては、例えば、熱風炉、誘導加熱炉、近赤外線炉などの方法又はこれらの組み合わせによる方法などが挙げられる。この際、塗布に使用されるバインダの種類によっては、塗布後の焼付け及び乾燥の代わりに、例えば紫外線又は電子線などによる硬化処理が行われてもよい。所定の有機性バインダとしては、例えば、ポリウレタン樹脂やポリエステル樹脂などが挙げられる。しかし、ＺｎＯの表面皮膜層形成方法はこれらの例に限定されるものではなく、様々な方法により形成可能である。

このようなＺｎＯを含有する表面皮膜層は、ホットスタンプ成形時のＡｌめっき鋼板の潤滑性を高めることができるので、成形された部品表面のめっき層の加工傷およびめっき層のクラック発生を抑制することができる。

ＺｎＯは、融点が約１９７５℃であり、Ａｌめっき層（アルミの融点は約６６０℃）などに比べても高い。従って、めっき鋼板をホットスタンプ方法で加工する場合など、例えば８００℃以上に鋼板を加熱したとしても、このＺｎＯを含有する表面皮膜層は溶融しない。従って、たとえＡｌめっき鋼板の加熱によりＡｌめっき層が溶融したとしても、ＺｎＯ表面皮膜層によりＡｌめっき層が覆われた状態が維持されるため、溶融したＡｌめっき層の厚みが不均一に偏ることを防止することができる。なお、ホットスタンプ成形された高強度部品のＡｌめっき層の厚みの偏りは、例えば、ブランク材が重力方向に対して縦向きになるような炉によって加熱が行われた場合や、通電加熱や誘導加熱による加熱が行われた場合などに発生しやすい。しかし、この表面皮膜層は、これらの加熱が行われた場合のＡｌめっき層の厚みの偏りをも防止可能であり、Ａｌめっき層をより厚く形成することをも可能である。

このようにＺｎＯ表面皮膜層は、潤滑性を向上させ、かつ、Ａｌめっき層の厚みを均一化するなどの効果を発揮することにより、ホットスタンプのプレス加工時の成形性及びプレス加工後の耐食性を向上させることができる。
また、Ａｌめっき層の厚みを均一化することができるので、昇温速度を高めることが可能な通電加熱や誘導加熱による急速加熱を行うことができ、Ａｌ：４０〜６５質量％を含有する金属間化合物相の結晶粒の平均切片長さを３〜２０μｍとするのに有効である。

更にはこのＺｎＯ表面皮膜層はスポット溶接性、塗料密着性、塗装後耐食性等の性能を低下させることも無い。塗装後耐食性は、寧ろ表面皮膜層を付与することにより、更に改善される。

次に、本発明者らは、優れた耐食性と優れた生産性を兼ね備える急速加熱ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板を得るための鋼板の成分組成について鋭意検討を行った。その結果、ホットスタンプが金型によるプレスと焼入を同時に行うものであるので、ホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板としては、焼入れされやすい成分を含有することで、ホットスタンプ成形後に１０００ＭＰａ以上の高強度を有するホットスタンプ成形された部品と成ることの観点から以下に説明する鋼板の成分を得た。

以下本発明での鋼板成分を限定した理由について説明する。なお、成分についての％は質量％を意味する。

（Ｃ：０．１〜０．５％）
本発明は成型後に１０００ＭＰａ以上の高強度を有するホットスタンプ成形された部品を提供とするものであり、高強度を有するためにホットスタンプ後に急冷してマルテンサイトを主体とする組織に変態させることが要求される。焼入性の向上という観点からは、Ｃ量で少なくとも０．１％が必要である。一方、Ｃ量が多過ぎると鋼板の靭性の低下が著しくなるため、加工性が低下する。そのため、Ｃ量は０．５％以下であることが好ましい。

（Ｓｉ：０．０１〜０．７％）
Ｓｉは、めっき中のＡｌとＦｅ間の反応を促進して、Ａｌめっき鋼板の耐熱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｓｉは、冷間圧延した鋼板の再結晶焼鈍中に安定な酸化皮膜を鋼板表面に形成するので、Ａｌめっきの特性を阻害する元素でもある。この観点からＳｉ量の上限を０．７％とする。しかし、Ｓｉ量を０．０１％未満とすると疲労特性が劣るため、好ましくない。したがって、Ｓｉ量は０．０１〜０．７％である。

（Ｍｎ：０．２〜２．５％）
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高める元素としてよく知られている。また、不可避的に混入するＳに起因する熱間脆性を防ぐために必要な元素でもある。この理由から０．２％以上の添加が必要である。また、ＭｎはＡｌめっき後の鋼板の耐熱性も向上させる。しかし、２．５％を超えてＭｎを添加すると焼入れ後のホットスタンプ成形された部品の衝撃特性が低下するため２．５％を上限とする。

（Ａｌ：０．０１〜０．５％）
Ａｌは、脱酸元素として好適であるので０．０１％以上含有させてよい。しかし多量に含有させると粗大な酸化物を形成して鋼板の機械的性質を損なうので、Ａｌ量の上限は０．５％とする。

（Ｐ：０．００１〜０．１％）
Ｐは不可避的に鋼板に含有される不純物元素である。しかし、Ｐは固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができるので、Ｐ量の下限を０．００１％とした。ただし、添加量がむやみに増加すると、高強度材での靭性を低下させるなどの悪影響が出るためＰ量の上限を０．１％とした。

（Ｓ：０．００１〜０．１％）
Ｓは不可避的に含まれる元素である。ＭｎＳとして鋼中の介在物になり、ＭｎＳが多いと、ＭｎＳが破壊の起点となり、延性、靭性を阻害し、加工性劣化の要因となる。したがってＳ量は、低いほど望ましい。Ｓ量の上限を０．１％以下としたが、Ｓ量を必要以上に低下させるには製造コストから望ましくないので、下限を０．００１％とした。

（Ｎ：０．００１０％〜０．０５％）
Ｎは、ＴｉやＢと容易に結合するので、それらの元素の目的とする効果を減じないように制御しておく必要がある。Ｎ量が０．０５％以下であれば許容できる。望ましくは、Ｎ量は０．０１％以下である。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１０％をＮ量の下限の目安とすればよい。

次に、鋼中に選択的に含有することができる成分について説明する。

（Ｃｒ：０．４％超〜３％）
Ｃｒも一般的に焼入性を高める元素であり、Ｍｎと同様に使用されるが、鋼板にＡｌめっき層を適用する際には別の効果も有する。Ｃｒが存在すると、例えばＡｌめっき層を適用後にボックス焼鈍を行ってＡｌめっき層を合金化させる場合に、めっき層と鋼板母材との合金化が行われやすくなる。Ａｌめっき鋼板をボックス焼鈍する際に、Ａｌめっき層内にＡｌＮが生成する。ＡｌＮは、Ａｌめっき層の合金化を抑制し、めっき剥離するが、Ｃｒを添加することによって、ＡｌＮが生成し難くなり、Ａｌめっき層の合金化が容易になる。これらの効果を得るためにはＣｒ量は、０．４％超である。しかし、Ｃｒ量を、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇し、加えてＡｌめっき特性を低下させるため、Ｃｒ量の上限は３％である。

（Ｍｏ：０．００５〜０．５％）
ＭｏもＣｒと同様に、Ａｌめっき層のボックス焼鈍を行う際、めっき層と鋼板母材との界面に生成するめっき層剥離の原因となるＡｌＮの生成を抑制する効果がある。また、鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素である。それらの効果を得るためにはＭｏ量は、０．００５％必要である。しかし、０．５％を超えて添加しても効果は飽和するので、Ｍｏ量の上限は０．５％である。

（Ｂ：０．０００１〜０．０１％）
Ｂも鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０００１％以上の添加が必要である。但し、Ｂ量を０．０１％を超えて添加しても効果は飽和し、また鋳造欠陥や熱間圧延時の鋼板の割れを生じさせるなど製造性を低下させるので、Ｂ量の上限は０．０１％である。好ましくは、Ｂ量は０．０００３〜０．００５％である。

（Ｗ：０．０１〜３％）
Ｗは鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上にて効果を発揮する。但し、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので、Ｗ量の上限は３％である。

（Ｖ：０．０１〜２％）
ＶはＷと同様に、鋼板の焼入れ性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上のＶ量で効果を発揮する。但し、Ｖ量を、２％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので、Ｖ量の上限は２％である。

（Ｔｉ：０．００５〜０．５％）
ＴｉはＮ固定の観点から添加することができる。質量％にて、ＴｉをＮ量の約３．４倍添加することが必要であるが、Ｎは低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、Ｔｉ量の下限を０．００５％とした。またＴｉを過剰に添加しても鋼板の焼入れ性を低下させ、また強度も低下させるため、Ｔｉ量の上限は０．５％である。

（Ｎｂ：０．０１〜１％）
ＮｂはＴｉと同様にＮ固定の観点から添加することができる。質量％にて、ＮｂをＮ量の約６．６倍添加することが必要であるが、Ｎは低減しても１０ｐｐｍ程度であるので、Ｎｂ量の下限を０．０１％とした。またＮｂを過剰に添加しても鋼板の焼入れ性を低下させ、また強度も低下させるため、Ｎｂ量の上限は１％であるが、好ましくは０．５％である。

また、鋼板中の成分として、他にＮｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等を含有しても本発明の効果を阻害しない。Ｎｉは鋼板の焼入れ性に加え、耐衝撃特性改善に繋がる低温靭性の観点から有用な元素であり、０．０１％以上のＮｉ量で効果を発揮する。但し、Ｎｉ量を、５％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇するので、０．０１〜５％の範囲でＮｉ量を添加しても良い。Ｃｕも鋼板の焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であり、０．１％以上のＣｕ量で効果を発揮する。但し、３％を超えてＣｕ量を添加しても効果は飽和し、またコストを上昇させるばかりでなく鋳片性状の劣化や熱間圧延時の鋼板の割れや疵を生じさせるため、０．０１〜３％の範囲でＣｕ量を添加しても良い。さらに、Ｓｎ、Ｓｂはいずれもめっきの鋼板に対する濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素であり、０．００５％〜０．１％の量で添加できる。いずれも０．００５％未満の量では効果が認められず、０．１％を超えて添加すると製造時の疵が発生しやすくなったり、また靭性の低下を引き起こしたりするため、Ｓｎ量、Ｓｂ量の上限は０．１％である。

また、その他の成分については特に規定しないが、Ｚｒ、Ａｓ等の元素が鉄スクラップから混入する場合があるが、通常の範囲であれば本発明に用いる鋼の特性には影響しない。

次いで、ホットスタンプ成形された高強度部品の製造方法について説明する。

本発明に用いるホットスタンプ部材用Ａｌめっき鋼板は、鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られた冷延鋼板を、溶融めっきラインにおける焼鈍温度を６７０〜７６０℃、還元炉内の在炉時間を６０秒以下として、鋼板にＳｉ：７〜１５％を含有するＡｌめっきを施すことにより製造する。Ａｌめっき後のスキンパス圧下率を０．１〜０．５％にすることが有効である。

溶融めっきラインの焼鈍温度は鋼板形状に影響し、焼鈍温度を高くすると鋼板のＣ方向の反りが発生しやすい。その結果、Ａｌめっき時に鋼板の幅方向の中央部とエッジ付近とのめっき付着量差が大きくなりやすい。この観点から焼鈍温度は７６０℃以下であることが望ましい。また焼鈍温度が低すぎるとＡｌめっき浴への侵入板温が下がりすぎてドロス欠陥が出やすくなるので、焼鈍温度の下限は６７０℃である。

還元炉の在炉時間はＡｌめっき特性に影響する。Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ等のＦｅよりも酸化されやすい元素が、還元炉中で、鋼板表面で酸化して、Ａｌめっき浴と鋼板との反応を妨げやすい。特に還元炉内在炉時間が長いと、この影響が顕著となるため、在炉時間は６０秒以下が好ましい。なお、在炉時間の下限は特に限定するものではないが３０秒以上とするのが好ましい。

Ａｌめっき後に形状調整等の目的でスキンパス圧延を施すが、この時の圧下率はその後のホットスタンプ時のＡｌめっき層の合金化に影響する。圧下により鋼板、めっき層共に歪みが導入され、この影響が考えられる。圧下率が高いとホットスタンプ後の合金層の結晶粒径が小さくなる傾向があるが、その一方、生成した合金層にクラックを与えるため圧下率が低くすぎることも好ましくない。このため圧下率は０．１〜０．５％とすることが好ましい。

また、Ａｌめっき後のボックス焼鈍でＡｌめっき層を合金化させることも可能である。この際には合金化を進行させるために、鋼中にＣｒ、Ｍｏ等を含有させることが好ましい。ボックス焼鈍は例えば６５０℃で１０時間程度とする。

上述したようにして得られたＡｌめっき鋼板は、その後のホットスタンプ工程において５０℃／秒以上の昇温速度で急速加熱されることができる。また、急速加熱は、Ａｌ−Ｆｅ合金層中のＡｌ：４０〜６５％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３〜２０μｍとするのに有効である。加熱方式については特に限定せず、通常の炉加熱や輻射熱を用いる近赤外線方式の加熱方式を使用することも可能である。また昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱を行うことが可能な、通電加熱や高周波誘導加熱等の電気を用いる加熱方式を使用することも可能である。

昇温速度の上限は特に規定しないが、上記の通電加熱や高周波誘導加熱等の加熱方式を使用する場合には、その装置の性能上、３００℃／秒程度が上限となる。

また、この加熱工程において、最高到達板温を８５０℃以上とすることが好ましい。最高到達板温を８５０℃以上とするのは、鋼板をオーステナイト域まで加熱するとともに、表面まで十分にＡｌめっき層の合金化を進行させるためである。

次いで、加熱された状態にあるＡｌめっき鋼板を上下一対の成形金型間で所定形状にホットスタンプ成形する。成形後にプレス下死点で数秒間の静止保持をすることで、成形金型との接触冷却により焼き入れを行って、本発明のホットスタンプ成形された高強度部品を得る。

ホットスタンプ後の成形部品は、溶接、化成処理、電着塗装等を経て最終製品となる。
通常は、カチオン電着塗装が用いられることが多く、その膜厚は１〜３０μｍ程度である。電着塗装の後に中塗り、上塗り等の塗装が施されることもある。

以下、実施例を用いて本発明をさらに具体的に説明する。
（実施例１）
通常の熱延工程及び冷延工程を経た、表１に示すような鋼成分の冷延鋼板（板厚１．４ｍｍ）を材料として、Ｓｉを含有する溶融Ａｌめっきを行った。溶融Ａｌめっきは無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、めっき後、ガスワイピング法でめっき付着量を両面合計で１６０ｇ／ｍ²に調節し、その後冷却した。この際のめっき浴組成としては、（Ａ）：Ａｌ−７％Ｓｉ−２％Ｆｅ、浴温６６０℃、及び（Ｂ）：Ａｌ−１１％Ｓｉ−２％Ｆｅ，浴温６４０℃であった。このめっき浴条件は、図４のＡｌめっき条件Ａ、Ｂにそれぞれ相当する。浴中のＦｅは、浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものであることに留意されたい。また焼鈍温度は７２０℃、還元炉内在炉時間は４５秒とした。Ａｌめっき鋼板の外観は概ね不めっき等がなく良好であった。

こうして作成した試験片の塗装後耐食性を評価した。ホットスタンプ成形は通常の炉加熱手段を用い、Ａｌめっき鋼板の昇温速度は約５℃／秒であった。大気中で２５０×３００ｍｍ大の試験片を加熱し、昇温に約３分、その後約１分保定した後に脱炉し、約７００℃の温度まで大気中で冷却して、ハット形状に成型し、金型冷却した。このときの冷却速度が約２００℃／秒であった。表２に示すように試験片の加熱温度を種々変えて合金化後のＡｌめっき層組織を制御した。

ハット成形品の縦壁部を５０×１００ｍｍに切出し、塗装後耐食性を評価した。パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ−ＳＸ３５で化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みになるまで塗装した。その後、カッターでこの塗膜にクロスカットを入れ、社団法人自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ Ｍ６１０−９２）を１８０サイクル（６０日）行ない、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。このとき一般的な防錆鋼板であるＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）（付着量片面４５ｇ／ｍ²）の膨れ幅は５ｍｍであった。

塗装後耐食性の評価として、◎：膨れ幅４ｍｍ以下、○：膨れ幅４ｍｍ超〜６ｍｍ以下、×：膨れ幅６ｍｍ超とした。

スポット溶接性に評価に関しては、平板で行う必要があるため、４００×５００ｍｍの平板形状の金型を用いた。通常の炉加熱手段を用い、４００×５００ｍｍのＡｌめっき鋼板を昇温速度は約５℃／秒、大気中で加熱し、昇温に約３分、その後約１分保定した後に脱炉し、約７００℃の温度まで大気中で冷却してその後金型で焼入れた。溶融めっきラインでＡｌめっきされたＡｌめっき鋼板の幅方向の両エッジ３０ｍｍを切り捨て、これ以外は全て試験に使用した。ホットスタンプ後に焼入後、３０×５０ｍｍの溶接試験片を切出し、加圧力５００ｋｇｆ、通電１０サイクル（６０Ｈｚ）で適正溶接電流範囲を計測した。この際の下限電流は４√ｔ（ｔは板厚）、上限電流はチリ発生とし、上限電流値−下限電流値を適正溶接電流範囲とした。

スポット溶接性の評価としては、○：適正溶接電流範囲２ｋＡ超、×：適正溶接電流範囲２ｋＡ以下とした。

また、ナイタールエッチング後に試験片を断面検鏡して、めっき厚みについて、厚みの平均値、厚みの標準偏差（めっき厚のバラツキ）、厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（標準偏差／平均）を求めた。そして、合金層組織を観察し、Ａｌ：４０〜６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さを測定した。この際、試験片はハット成形品において変形の少ないフランジ部から切り出した。

なお、めっき厚みの平均値およびめっき厚みの標準偏差は、鋼板幅方向の両エッジより５０ｍｍ位置、中央、両エッジより５０ｍｍ位置と中央の中間位置の計５個所で２０×３０ｍｍの試験片をサンプリングした。試験片を切断し、断面検鏡し、表裏の厚みを算出し、１０点の厚みを測定し、厚みの平均値と標準偏差を算出した。

Ａｌめっき条件、ホットスタンプ条件、平均切片長さ、厚みの平均値、塗装後耐食性、溶接性の評価結果を表２に記載した。

また同時に断面硬度をビッカース硬度計（荷重１ｋｇｆ）で測定したが、測定した全ての箇所で硬度４２０以上の値が得られた。

表２の評価結果に示すように、Ａｌめっき条件Ａ、Ｂの試験片を、共に同じ条件でホットスタンプしたが、得られた合金層組織（平均切片長さ）には違いが認められた。平均切片長さの大きいものは相対的に塗装後耐食性が低下していた。その原因はめっきクラックに起因するものと推定された。

すなわち、本発明例はいずれも塗装後耐食性およびスポット溶接性に優れたものであったが、平均切片長さが本発明の要件を満たしていない比較例（番号４，５、１０）は、塗装後耐食性が劣っていた。
Ａの条件でＡｌめっきした試料を用いて、急速加熱をし、平板の金型で焼入れた。加熱方法は近赤外線加熱炉を用い、このときの昇温速度は５０℃／秒であった。到達板温と保定条件も変化させて、このときのめっき層組織を観察した。その結果と表２の結果をまとめたものが図４である。平均切片長さは、めっき条件、加熱条件に依存することが示されている。

（実施例２）
下記表３に示す種々の鋼成分（Ａ〜Ｉ）の冷延鋼板（板厚１〜２ｍｍ）を使用し、実施例１と同様にＡｌめっきした。この例では、このときの焼鈍温度、還元炉内時間を変更した。Ａｌめっき浴組成は質量％でＳｉ：９％、Ｆｅ：２％を含有していた。浴温は６６０℃、めっき後付着量をガスワイピング法で、両面合計で１６０ｇ／ｍ²に調整した。

その後実施例１と同様の方法を用いて、ホットスタンプ時の加熱温度を９５０℃とし、焼入した。その後、塗装後耐食性、スポット溶接性を評価した。評価方法は実施例１と同じである。ビッカース硬度は全て４２０以上となった。

実施例２では、使用した鋼の成分、板厚、Ａｌめっき浴組成を変えた。表４の評価結果に示すように、板厚が大きくなるとめっき厚の標準偏差が大きくなり、また焼鈍温度が高くなるとめっき厚の標準偏差が大きくなる傾向が認められた。標準偏差が大きいと、適正溶接電流範囲が狭く、スポット溶接においてチリが発生しやすかった。また鋼成分ＧのようなＳｉの高い成分系では、還元炉内の在炉時間が長い（６５秒）と不めっきの発生が認められ、塗装後耐食性が低下した。

すなわち、表４の評価結果に示すように、本発明例はいずれも塗装後耐食性およびスポット溶接性に優れたものであったが、厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比（標準偏差／平均）が０．１５を超える比較例（Ｎｏ．４）は、スポット溶接性が劣っていて、また、還元炉時間が長く、且つ標準偏差／平均が０．１５を超える比較例（Ｎｏ．１０）は、塗装後耐食性およびスポット溶接性の両方が劣っていた。

（実施例３）
実施例２の表４の番号２と５のＡｌめっき鋼板を用いて、ボックス焼鈍によりＡｌめっき層を合金化させた。このとき番号２は鋼成分Ａ、番号５は鋼成分Ｂに対応し、これらは鋼中Ｃｒ量に差異がある。このとき番号２(鋼成分Ａ)ではボックス焼鈍時にＡｌめっき層と鋼板との界面付近にＡｌＮが生成してＡｌめっき層の十分な合金化ができていなかった。番号５(鋼成分Ｂ)では合金化ができていた。番号５を用い、その後通電加熱手段を用いて、昇温速度２００℃／秒で９５０℃まで昇温させ、保定することなく、焼入れた。ボックス焼鈍でＡｌめっき層が合金化していたので、通電加熱後もＡｌ−Ｆｅ合金層の膜厚は一定であった。塗装後耐食性及びスポット溶接性を実施例１と同様の方法で評価したところ、塗装後耐食性は◎、スポット溶接性は○相当の評価となり、良好な特性を示した。ビッカース硬度も４８２を示した。

（実施例４）
実施例１の表１の鋼を用いて、実施例１のＡｌめっき条件ＢでＡｌめっきを施した。この時のめっき付着量を両面合計で８０〜１６０ｇ／ｍ²に調整した。更にＡｌめっき後にＺｎＯの微細分散水溶液（シーアイ化成(株)製ナノテックスラリー）とウレタン系水溶性樹脂の混合液をロールコーターで塗布し、８０℃で乾燥させた。このときのＺｎＯ皮膜の付着量はＺｎ換算で０．５〜３ｇ／ｍ²であった。この試験片をホットスタンプし、焼入処理した。

この際のホットスタンプ条件として、実施例１に示した炉加熱に加えて、赤外線加熱炉も使用した。保定時間は炉加熱が６０秒、赤外線加熱ともに６０秒であった。なお、赤外線加熱での昇温速度は約１９℃／秒であった。こうして作成した試験片を、実施例１と同様の方法で評価した。このときの評価結果を表５に示す。ビッカース硬度は全て４２０以上であった。

ＺｎＯ皮膜を付与した試験片は、付着量が少なくても良好な塗装後耐食性を示した。また、スポット溶接性も良好であった。

（７） 前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．４超〜３％以下、
Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．１〜３％、
Ｓｎ：０．００５％〜０．１％、
Ｓｂ：０．００５％〜０．１％
から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする上記（６）に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。

（９） 前記鋼が、更に質量％で、
Ｃｒ：０．４超〜３％以下、
Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．１〜３％、
Ｓｎ：０．００５％〜０．１％、
Ｓｂ：０．００５％〜０．１％
から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする上記（８）に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。

（Ｃｒ：０．４％超〜３％以下）
Ｃｒも一般的に焼入性を高める元素であり、Ｍｎと同様に使用されるが、鋼板にＡｌめっき層を適用する際には別の効果も有する。Ｃｒが存在すると、例えばＡｌめっき層を適用後にボックス焼鈍を行ってＡｌめっき層を合金化させる場合に、めっき層と鋼板母材との合金化が行われやすくなる。Ａｌめっき鋼板をボックス焼鈍する際に、Ａｌめっき層内にＡｌＮが生成する。ＡｌＮは、Ａｌめっき層の合金化を抑制し、めっき剥離するが、Ｃｒを添加することによって、ＡｌＮが生成し難くなり、Ａｌめっき層の合金化が容易になる。これらの効果を得るためにはＣｒ量は、０．４％超である。しかし、Ｃｒ量を、３％を超えて添加しても効果は飽和し、またコストも上昇し、加えてＡｌめっき特性を低下させるため、Ｃｒ量の上限は３％である。

Claims (11)

1. ホットスタンプ成形された高強度部品であって、
   鋼板の表面にＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相を含む合金めっき層を有し、
   該合金めっき層は、複数の金属間化合物の相から構成されており、
   前記複数の金属間化合物の相中のＡｌ：４０〜６５質量％を含有する相の結晶粒の平均切片長さが３〜２０μｍであり、
   該Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの平均値が１０〜５０μｍであり、
   該Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が、次式：
   ０＜厚みの標準偏差／厚みの平均値≦０．１５
   満足することを特徴とする、塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
2. 前記厚みの標準偏差の厚みの平均値に対する比が０．１以下であることを特徴とする、請求項１に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
3. 前記Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層が、質量％でＳｉ：２〜７％を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
4. 前記Ａｌ−Ｆｅ合金めっき層の表面にＺｎＯを含有する表面皮膜層が積層されていることを特徴とする請求項１または２に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
5. 前記表面皮膜層のＺｎＯの含有量は、Ｚｎ質量換算で片面０．３〜７ｇ／ｍ²であることを特徴とする、請求項４に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
6. 前記鋼板が成分として質量％で、
   Ｃ：０．１〜０．５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
   Ｍｎ：０．２〜２．５％、
   Ａｌ：０．０１〜０．５％、
   Ｐ：０．００１〜０．１％、
   Ｓ：０．００１〜０．１％、及び
   Ｎ：０．００１０％〜０．０５％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分の鋼板から成ることを特徴とする請求項１または２に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
7. 前記鋼板が、さらに質量％で、
   Ｃｒ：０．４超〜３％、
   Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｗ：０．０１〜３％、
   Ｖ：０．０１〜２％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
   Ｎｂ：０．０１〜１％
   Ｎｉ：０．０１〜５％、
   Ｃｕ：０．１〜３％、
   Ｓｎ：０．００５％〜０．１％、
   Ｓｂ：０．００５％〜０．１％
   から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする請求項６に記載の塗装後耐食性に優れたホットスタンプ成形された高強度部品。
8. ホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．１〜０．５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．７％、
   Ｍｎ：０．２〜２．５％、
   Ａｌ：０．０１〜０．５％、
   Ｐ：０．００１〜０．１％、
   Ｓ：０．００１〜０．１％、及び
   Ｎ：０．００１０％〜０．０５％、
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成る化学成分を含む鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られた冷延鋼板を、
   溶融めっきラインにおいて焼鈍温度６７０〜７６０℃まで加熱し、還元炉において６０秒以下保持し、その後のＡｌめっきを施して、Ａｌめっき鋼板を製造する工程、
   前記Ａｌめっき鋼板を圧延率が０．５〜２％なるように調質圧延する工程、
   前記調質圧延されたＡｌめっき鋼板を、昇温速度３〜２００℃／秒で昇温し、次式：
   ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）
   （上記式中、Ｔ：鋼板の加熱温度（絶対温度Ｋ）、ｔ：狙い温度に達した後の加熱炉内での保定時間（ｈｒｓ））
   で表されるラルソン・ミラー・パラメーター（ＬＭＰ）＝２００００〜２３０００の条件でホットスタンプ成形する工程、そして
   ホットスタンプ後に２０〜５００℃/秒の冷却速度で金型で焼入れする工程
   を含むホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
9. 前記鋼が、更に質量％で、
   Ｃｒ：０．４超〜３％、
   Ｍｏ：０．００５〜０．５％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｗ：０．０１〜３％、
   Ｖ：０．０１〜２％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
   Ｎｂ：０．０１〜１％
   Ｎｉ：０．０１〜５％、
   Ｃｕ：０．１〜３％、
   Ｓｎ：０．００５％〜０．１％、
   Ｓｂ：０．００５％〜０．１％
   から選ばれる１種、または２種以上の成分を含有することを特徴とする請求項８に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
10. 前記ホットスタンプ成形する工程において、加熱の際の昇温速度が４〜２００℃／秒であることを特徴とする請求項８又は９に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。
11. 前記Ａｌめっき鋼板を製造する工程において、Ａｌめっきを施すためのめっき浴が、Ｓｉ量を７〜１５％含み、浴温又は浴への侵入板温のいずれかが６５０℃以下であることを特徴とする、請求項８〜１０に記載のホットスタンプ成形された高強度部品用Ａｌめっき鋼板の製造方法。