JPWO2018142534A1 - ホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板およびホットスタンプ部材 - Google Patents
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Abstract
本発明は、表面に、Ａ相（Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相）を含みかつ厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層を有する鋼板であって、鋼板の表面と垂直な断面の最上面において、Ａ相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板である。
Description
本発明は、高強度な部材が得られる成形方法の一つであるホットスタンプ法に好適なホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板およびホットスタンプ部材に関するものである。
自動車などの輸送機械の分野では、高強度材料を使用することによる車体の質量低減への取り組みが盛んに行われている。すなわち、近年では、衝突安全性確保や新たな機能の搭載に伴って車体質量は増加する傾向にある。この車体質量の増加を相殺して、少しでも燃費を向上させて二酸化炭素の排出量を削減することが標榜されている。このような理由により、自動車などの輸送機械の分野において、高強度鋼板の使用量が着実に増加してきている。
こうした高強度鋼板の使用拡大の流れの中で大きな障害となっているのは、鋼板の強度を高めた場合に不可避である、「形状凍結性の劣化」と呼ばれる現象の顕在化である。この現象は、鋼板の高強度化に伴い、塑性加工後の製品におけるスプリングバック量が増加することにより、狙いの形状を得ることが容易でなくなることの総称である。この現象を解決するに、低強度材（形状凍結性が優れる、あるいは問題とならない材料）では不要であった加工工程の追加（例えば、リストライク）を行ったり、製品形状を変更したりすることが行われている。しかし、これらの解決策では工数増加によるコストの増加や所望の設計形状から変更を余儀なくされるといった問題が生じていた。
こうした問題を解決する一つの方法として、ホットスタンプ法と呼ばれる熱間成形方法が注目されるに至った。ホットスタンプ法は、鋼板（被加工材、ブランク）を所定の温度（一般的にはオーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた（すなわち、成形を容易にした）後、被加工材に比べて低温（例えば室温）の金型で成形する方法である。ホットスタンプ法を採用することによって、製品に容易に形状を付与すると同時に、鋼板と金型の温度差を利用した急冷熱処理（焼き入れ）を行って成形後の製品の強度を確保することができる。こうしたホットスタンプ法は、近年、その有用性が広く認知されるに至り、適用例も着実に増加してきている。
一方、ホットスタンプ法の利用拡大に伴い、これまで問題とされなかったホットスタンプ法の弱点である生産性の低さが、是非とも解決したい課題として認識されるようになってきた。例えば、一枚のブランクから１プレス工程（１ ｓｔｒｏｋｅ）で部品を１個製造することを考えた場合、従来法である冷間プレス法であれば、毎秒１個をプレスすることは全く容易なことである。この例の場合の生産性は、６０ ｓｔｒｏｋｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ、略して６０ ｓｐｍ と表記されることが多い。
これに対して、ホットスタンプ法では、主に次の２つの要因により、同じ表記法で表現した場合の生産性がせいぜい２、３ｓｐｍに過ぎないという問題がある。要因の一つは、ブランクを所定の温度まで加熱する時間を要することである。また、要因の他の一つは、金型で成形（プレス）した後に被加工材の冷却を確実に行うために、下死点に一定時間保持する場合が多いことである。
このようなホットスタンプ法の低生産性を改善する手段の一つに、ブランクを急速に加熱する方法がある。この方法は上記したホットスタンプ法の低生産性の原因のうち、上記の前者の要因を改善しようとするものである。ブランクの急速加熱方法には各種の方法があるが、その中でも通電加熱法は、設備があまり大掛かりとならないことから一部の生産者で用いられ始めている。
例えば特許文献１には、金型内で金属板の両端部に各々一箇所以上の電極を取り付け、該電極の間に電流を印加して、ジュール熱により金属板を所定の加工温度まで加熱した後、プレス成形を行うことを特徴とする熱間プレス成形方法が開示されている。
ところで、成形後の部品に耐食性が必要な場合に、ブランクとしてＡｌめっき鋼板を用いることが選択肢の一つとして挙げられる。Ａｌめっき鋼板を通電加熱法によって加熱する際は、通電のための電極を鋼板に接触させる必要がある。電極は、一般的には、銅製もしくは銅合金製であり、通電時には水冷されている。そのため、通電加熱を行ったとしても、Ａｌめっき鋼板のうち電極が接触する部分では、Ａｌめっき層がＡｌ−Ｆｅ合金になるような温度まで加熱されない。従って、ホットスタンプ法では、当該部分が未合金状態のままのプレス成形品（ホットスタンプ品）が生産されることになる。
Ａｌめっきの未合金部分は、スポット溶接性に劣る問題がある。すなわち、Ａｌめっきの未合金部分に対してスポット溶接を連続して行うと、溶接用の電極にＡｌが堆積し、その除去を頻繁に行わねばならないと言う問題点がある。つまり、ホットスタンプ品にＡｌめっきの未合金部分が存在するということは、当該部分を使用しない（歩留まりの低下につながる）、当該部分を溶接しないで済むような部品設計にする（設計の自由度が制限される）、あるいは不効率な溶接工程を受容する（生産性が低下する）、と言った選択が迫られるという課題がある。
Ａｌめっきの未合金部分は、スポット溶接性に劣る問題がある。すなわち、Ａｌめっきの未合金部分に対してスポット溶接を連続して行うと、溶接用の電極にＡｌが堆積し、その除去を頻繁に行わねばならないと言う問題点がある。つまり、ホットスタンプ品にＡｌめっきの未合金部分が存在するということは、当該部分を使用しない（歩留まりの低下につながる）、当該部分を溶接しないで済むような部品設計にする（設計の自由度が制限される）、あるいは不効率な溶接工程を受容する（生産性が低下する）、と言った選択が迫られるという課題がある。
こうした問題に対して、特許文献２には、Ａｌめっき鋼板を、ボックス焼鈍炉を用いて熱処理し、Ａｌめっき層を合金化した鋼板（以下、合金化Ａｌめっき鋼板と呼ぶ）としてからホットスタンプに供する方法が開示されている。この方法であれば、未合金Ａｌめっき層のスポット溶接性の問題も解消される。しかしながら、長時間にわたる焼鈍が必要なため疲労特性と耐食性の両立への懸念があり、生産性の向上は望めない。
予めＡｌめっき層を合金化させた合金化Ａｌめっき鋼板は、ホットスタンプ法における急速加熱に対応できるため、ホットスタンプ法の生産性を高めるのに有効な鋼板である。それに加えて、合金化Ａｌめっき鋼板の適用が増大傾向にある自動車などの輸送機械・輸送車両の分野においては、上記耐食性のほか疲労特性をも具備する鋼板が望まれている。すなわち、ホットスタンプ用の合金化Ａｌめっき鋼板が疲労特性と耐食性に優れたものであれば、適用可能な範囲も広くなる。
しかしながらこれまで、ホットスタンプ用の合金化Ａｌめっき鋼板においては、合金化めっき層と耐食性および疲労特性との関連については検討されていなかった。そのため、耐食性と疲労特性を両立し得るホットスタンプ用の鋼板の開発が望まれていた。
しかしながらこれまで、ホットスタンプ用の合金化Ａｌめっき鋼板においては、合金化めっき層と耐食性および疲労特性との関連については検討されていなかった。そのため、耐食性と疲労特性を両立し得るホットスタンプ用の鋼板の開発が望まれていた。
本発明は、このような実情に鑑みて案出されたものであり、耐食性と疲労特性に優れたホットスタンプ部材を、ホットスタンプ法により製造するために好適なホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板を提供することを課題とする。
また、本発明は、耐食性と疲労特性に優れたホットスタンプ部材を提供することを課題とする。
また、本発明は、耐食性と疲労特性に優れたホットスタンプ部材を提供することを課題とする。
本発明者は、ホットスタンプ用としての合金化Ａｌめっき鋼板の有用性に着目し、ホットスタンプ後の疲労特性や耐食性にも優れた合金化Ａｌめっき鋼板を提供すべく検討した。
まず本発明者は、合金化Ａｌめっき鋼板を数々の合金化熱処理条件下で試作し、ホットスタンプする実験を行った。そして得られたホットスタンプ後のホットスタンプ部材の各特性をＡｌ−Ｆｅ合金層の相構成と関連付けて調べた。
その結果、ホットスタンプ部材の強度や延性は、Ａｌめっき層の合金化条件の影響を受けないこと、すなわちホットスタンプ部材の強度や延性は、合金化Ａｌめっき層の相構成と形態には依存しないことが分かった。その一方で、ホットスタンプ部材の疲労特性と耐食性は、ホットスタンプ前の合金化Ａｌめっき鋼板の合金化Ａｌめっき層の相構成と形態に依存することを見出した。
そしてさらに鋭意検討した結果、優れた疲労特性と耐食性が得られる合金化Ａｌめっき層の相構成と形態を明らかにした。また、そうした鋼板を得るための合金化条件をも新たに見出した。
本発明は、このような新たな知見に基づき完成させたものであり、その要旨は次の通りである。
まず本発明者は、合金化Ａｌめっき鋼板を数々の合金化熱処理条件下で試作し、ホットスタンプする実験を行った。そして得られたホットスタンプ後のホットスタンプ部材の各特性をＡｌ−Ｆｅ合金層の相構成と関連付けて調べた。
その結果、ホットスタンプ部材の強度や延性は、Ａｌめっき層の合金化条件の影響を受けないこと、すなわちホットスタンプ部材の強度や延性は、合金化Ａｌめっき層の相構成と形態には依存しないことが分かった。その一方で、ホットスタンプ部材の疲労特性と耐食性は、ホットスタンプ前の合金化Ａｌめっき鋼板の合金化Ａｌめっき層の相構成と形態に依存することを見出した。
そしてさらに鋭意検討した結果、優れた疲労特性と耐食性が得られる合金化Ａｌめっき層の相構成と形態を明らかにした。また、そうした鋼板を得るための合金化条件をも新たに見出した。
本発明は、このような新たな知見に基づき完成させたものであり、その要旨は次の通りである。
（１）鋼成分として、質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．３６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼板と、
前記鋼板の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層と、を備え、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれ、前記鋼板の表面と垂直な断面の最上面における前記Ｆｅ−Ａｌ系合金相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板。
（２）前記鋼成分として、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％
を含有する（１）に記載のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板。
（３）（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板を、少なくともその一部がオーステナイト相となる温度まで加熱した後、金型で成形することで、成形と焼き入れを同一工程で行うことで得られたホットスタンプ部材。
（４） 鋼成分として、質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．３６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼材と、
前記鋼材の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層と、を備え、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれ、前記鋼板の表面と垂直な断面の最上面における前記Ｆｅ−Ａｌ系合金相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ部材。
（５）前記鋼成分として、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％
を含有する（４）に記載のホットスタンプ部材。
Ｃ：０．１８〜０．３６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼板と、
前記鋼板の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層と、を備え、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれ、前記鋼板の表面と垂直な断面の最上面における前記Ｆｅ−Ａｌ系合金相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板。
（２）前記鋼成分として、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％
を含有する（１）に記載のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板。
（３）（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板を、少なくともその一部がオーステナイト相となる温度まで加熱した後、金型で成形することで、成形と焼き入れを同一工程で行うことで得られたホットスタンプ部材。
（４） 鋼成分として、質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．３６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼材と、
前記鋼材の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層と、を備え、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれ、前記鋼板の表面と垂直な断面の最上面における前記Ｆｅ−Ａｌ系合金相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ部材。
（５）前記鋼成分として、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％
を含有する（４）に記載のホットスタンプ部材。
本発明によれば、耐食性と疲労特性に優れたホットスタンプ部材をホットスタンプ法により製造するために好適なホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板を提供できる。
また、本発明によれば、耐食性と疲労特性に優れたホットスタンプ部材を提供できる。
特に、本発明のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板によれば、ホットスタンプのための加熱に通電加熱などの急速加熱方式を採用した場合であっても、疲労特性と耐食性に優れたスタンプ品（ホットスタンプ部材）を生産出来る。また、部品製造者（ホットスタンプを実施する者）は従来の焼鈍炉による加熱手段ではなく、通電加熱等の急速加熱手段を用いることができるので、スタンプ品の生産性を高めることができる。
また、本発明によれば、耐食性と疲労特性に優れたホットスタンプ部材を提供できる。
特に、本発明のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板によれば、ホットスタンプのための加熱に通電加熱などの急速加熱方式を採用した場合であっても、疲労特性と耐食性に優れたスタンプ品（ホットスタンプ部材）を生産出来る。また、部品製造者（ホットスタンプを実施する者）は従来の焼鈍炉による加熱手段ではなく、通電加熱等の急速加熱手段を用いることができるので、スタンプ品の生産性を高めることができる。
本発明に係るホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板は、鋼板と、この鋼板の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層とを備える。鋼板は、鋼成分として、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．３６％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：１．１〜２．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼板である。以下、鋼板を母材と言う場合がある。また、Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれる。以下の説明では「Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相」をＡ相という場合がある。また、Ａｌ−Ｆｅ合金層に含まれる合金相または金属相のうち、Ａ相以外の相をＢ相と言う場合がある。Ａｌ−Ｆｅ合金層中のＡ相は、鋼板の表面と垂直な断面でＡｌ−Ｆｅ合金層を見たときに、Ａｌ−Ｆｅ合金層の最上面におけるＡ相の占める長さの比率が、１０％以上５０％以下になっている。
以下、本発明のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板について詳しく説明する。以下の説明では、ホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板を、ホットスタンプ用鋼板ともいう場合がある。
まずホットスタンプ用鋼板の母材となる鋼板の化学成分について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。
まずホットスタンプ用鋼板の母材となる鋼板の化学成分について説明する。なお、％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。
＜Ｃ：０．１８〜０．３６％＞
Ｃは、ホットスタンプ法によってホットスタンプ部材を高強度化する上で最も重要な元素である。ホットスタンプ部材において少なくとも１５００ＭＰａ程度の強度を得るには、Ｃを０．１８％以上含有させる必要がある。好ましくはＣを０．２％以上含有させる。その一方で、Ｃ量が０．３６％超では溶接性や靭性を確保できない。そこでＣ量は０．３６％を上限とする。好ましくは、Ｃ量の上限を０．３２％とする。
Ｃは、ホットスタンプ法によってホットスタンプ部材を高強度化する上で最も重要な元素である。ホットスタンプ部材において少なくとも１５００ＭＰａ程度の強度を得るには、Ｃを０．１８％以上含有させる必要がある。好ましくはＣを０．２％以上含有させる。その一方で、Ｃ量が０．３６％超では溶接性や靭性を確保できない。そこでＣ量は０．３６％を上限とする。好ましくは、Ｃ量の上限を０．３２％とする。
＜Ｓｉ：０．０２〜０．５％＞
Ｓｉは、冷延後の鋼板の焼鈍時に鋼板表面に酸化被膜を形成してＡｌめっき性に悪影響を与える。しかし、その含有量が０．５％以下であればその影響は許容される。好ましくは０．３％以下である。一方、Ｓｉを０．０２％未満に低減することは製鋼工程に過大な負荷をかけるため、０．０２％以上に限定する。好ましくは０．０５％以上である。
Ｓｉは、冷延後の鋼板の焼鈍時に鋼板表面に酸化被膜を形成してＡｌめっき性に悪影響を与える。しかし、その含有量が０．５％以下であればその影響は許容される。好ましくは０．３％以下である。一方、Ｓｉを０．０２％未満に低減することは製鋼工程に過大な負荷をかけるため、０．０２％以上に限定する。好ましくは０．０５％以上である。
＜Ｍｎ：１．２〜２．２％＞
Ｍｎは、ホットスタンプ時のホットスタンプ材の焼き入れ性の確保に極めて重要な元素であり、その効果を得るには１．２％以上の添加が必要である。好ましくは１．４％以上である。一方、Ｍｎを２．２％を超えて含有させると凝固偏析に起因して機械的性質を劣化させる恐れがあるので２．２％を上限とする。好ましくは２．０％以下である。
Ｍｎは、ホットスタンプ時のホットスタンプ材の焼き入れ性の確保に極めて重要な元素であり、その効果を得るには１．２％以上の添加が必要である。好ましくは１．４％以上である。一方、Ｍｎを２．２％を超えて含有させると凝固偏析に起因して機械的性質を劣化させる恐れがあるので２．２％を上限とする。好ましくは２．０％以下である。
＜Ｐ：０．００１〜０．０３％＞
Ｐは不純物であり、熱間加工性に悪影響を及ぼすため０．０３％以下に制限されなくてはならない。好ましくは０．０２％以下に制限する。一方、Ｐを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０．００１％を下限とすればよい。
Ｐは不純物であり、熱間加工性に悪影響を及ぼすため０．０３％以下に制限されなくてはならない。好ましくは０．０２％以下に制限する。一方、Ｐを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０．００１％を下限とすればよい。
＜Ｓ：０．０００１〜０．０２％＞
Ｓは不純物であり、熱間加工性や、延性、靭性などの機械的性質に悪影響を及ぼすため０．０２％以下に制限されなくてはならない。好ましくは０．０１％以下に制限する。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０．０００１％を下限とすればよい。
Ｓは不純物であり、熱間加工性や、延性、靭性などの機械的性質に悪影響を及ぼすため０．０２％以下に制限されなくてはならない。好ましくは０．０１％以下に制限する。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０．０００１％を下限とすればよい。
＜Ｃｒ：１．１〜２．１％＞
Ｃｒは、Ａｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化する際の競合反応であるＡｌの窒化反応（ＡｌＮの形成）を抑制する効果がある。特にＣｒの１．１％以上の添加でその効果が明瞭となり、母材とめっき層の密着性が高まる。従って、Ｃｒ量は１．１％以上とする。好ましくは１．２％以上である。一方で、Ｃｒを２．１％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造コストを高めるだけであるから２．１％を上限とする。好ましくは２．０％以下とする。またＣｒは、Ｆｅの拡散挙動にも影響を与えて合金層を構成する相構成や形態にも影響することもわかった。
Ｃｒは、Ａｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化する際の競合反応であるＡｌの窒化反応（ＡｌＮの形成）を抑制する効果がある。特にＣｒの１．１％以上の添加でその効果が明瞭となり、母材とめっき層の密着性が高まる。従って、Ｃｒ量は１．１％以上とする。好ましくは１．２％以上である。一方で、Ｃｒを２．１％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造コストを高めるだけであるから２．１％を上限とする。好ましくは２．０％以下とする。またＣｒは、Ｆｅの拡散挙動にも影響を与えて合金層を構成する相構成や形態にも影響することもわかった。
＜Ｎ：０．００１〜０．０１％＞
Ｎは、Ｂと結合してＢの焼き入れ性への寄与を減じてしまう作用を有するため、出来るだけ低減することが望ましい。しかし後記するＴｉの添加を行い、かつＮ量が０．０１％以下であれば、焼入れ性への寄与を減じる作用が抑制されるため、Ｎの含有は許容される。より好ましいＮ量は０．００５％以下である。一方、必要以上にＮ量を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％を下限とする。
Ｎは、Ｂと結合してＢの焼き入れ性への寄与を減じてしまう作用を有するため、出来るだけ低減することが望ましい。しかし後記するＴｉの添加を行い、かつＮ量が０．０１％以下であれば、焼入れ性への寄与を減じる作用が抑制されるため、Ｎの含有は許容される。より好ましいＮ量は０．００５％以下である。一方、必要以上にＮ量を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％を下限とする。
＜Ｔｉ：０．０１〜０．５％＞
Ｔｉは、Ｎと結合することで、ＮとＢの結合によるＢの焼き入れ性への寄与を減じる作用を抑制する効果を有する。その効果を安定的に得るにはＴｉを０．０１％以上添加することが必要である。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｔｉの過剰な添加は、冷延後の鋼板の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがあり、また、ＴｉがＣと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがあるので、０．５％を上限とする。好ましくは０．３％以下である。
Ｔｉは、Ｎと結合することで、ＮとＢの結合によるＢの焼き入れ性への寄与を減じる作用を抑制する効果を有する。その効果を安定的に得るにはＴｉを０．０１％以上添加することが必要である。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｔｉの過剰な添加は、冷延後の鋼板の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがあり、また、ＴｉがＣと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがあるので、０．５％を上限とする。好ましくは０．３％以下である。
＜Ａｌ：０．０１〜０．１％＞
Ａｌは、脱酸元素として用いるが、酸化被膜を形成するのでめっき性に悪影響を与える。但し、Ａｌ量が０．１％以下であればその悪影響は許容される。好ましくは０．０７％以下である。一方、Ａｌ量を０．０１％未満とすることは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０１％を下限とする。
Ａｌは、脱酸元素として用いるが、酸化被膜を形成するのでめっき性に悪影響を与える。但し、Ａｌ量が０．１％以下であればその悪影響は許容される。好ましくは０．０７％以下である。一方、Ａｌ量を０．０１％未満とすることは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０１％を下限とする。
＜Ｂ：０．０００１〜０．０１％＞
Ｂは、０．０００１％以上添加することで焼き入れ性を高める効果を発する。そのため、本発明ではＢ量を０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂの過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので０．０１％を上限とする。
Ｂは、０．０００１％以上添加することで焼き入れ性を高める効果を発する。そのため、本発明ではＢ量を０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂの過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので０．０１％を上限とする。
本発明のホットスタンプ用鋼板に用いる鋼の成分は、さらにＮｂ：０．０１〜１．０％を添加しても良い。
＜Ｎｂ：０．０１〜１．０％＞
本発明において、Ｎｂの含有は任意である。Ｎｂは、Ｔｉと同様にＮと結合して、ＮとＢの結合によるＢの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する効果を有する。その効果は０．０１％以上の添加で明瞭となるため、Ｎｂ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。一方、Ｎｂを１．０％を超えて添加してもこの効果は飽和する。また、Ｎｂを１．０％を超えて添加すると、冷延後の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがあり、更に、Ｃと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがある。従ってＮｂ量は１．０％を上限とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
本発明において、Ｎｂの含有は任意である。Ｎｂは、Ｔｉと同様にＮと結合して、ＮとＢの結合によるＢの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する効果を有する。その効果は０．０１％以上の添加で明瞭となるため、Ｎｂ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。一方、Ｎｂを１．０％を超えて添加してもこの効果は飽和する。また、Ｎｂを１．０％を超えて添加すると、冷延後の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがあり、更に、Ｃと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがある。従ってＮｂ量は１．０％を上限とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
なお、本発明のホットスタンプ用鋼板において上記以外の成分（残部）はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不純物は許容される。また、本発明の作用効果を害さない範囲内で他の元素を微量に添加することができる。
次に、本発明のホットスタンプ用鋼板の表面のＡｌ−Ｆｅ合金層の特徴について説明する。
本発明に係るホットスタンプ用鋼板は、その表面にＡ相（Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相）を含むＡｌ−Ｆｅ合金層を有する鋼板（合金化Ａｌめっき鋼板）である。まず本発明者は、この合金化Ａｌめっき鋼板と、それをホットスタンプしたホットスタンプ部材のそれぞれの合金層を比較して調査した。
その結果、ホットスタンプ時の鋼板の加熱を、通電法などのような昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱法を採用して短時間で行った場合には、合金化Ａｌめっき鋼板の合金層と、ホットスタンプ後のホットスタンプ部材の合金層との間に、殆ど違いの無いことを知見した。すなわち、ホットスタンプ前の鋼板の合金層の構成、特性が、ホットスタンプ後のホットスタンプ部材に継承されることが分かった。これは、ホットスタンプ法において、Ａｌ−Ｆｅ合金層が高温度に在る時間が短時間であるため、元素の固相拡散が起きるにしても成分変化やそれに伴うＡｌ−Ｆｅ合金の相構成がほとんど変化しないためであると推定される。そこで、ホットスタンプ前の合金化Ａｌめっき鋼板の合金層を疲労特性と耐食性に優れたものにするべく検討を行った。
その結果、ホットスタンプ時の鋼板の加熱を、通電法などのような昇温速度５０℃／秒以上の急速加熱法を採用して短時間で行った場合には、合金化Ａｌめっき鋼板の合金層と、ホットスタンプ後のホットスタンプ部材の合金層との間に、殆ど違いの無いことを知見した。すなわち、ホットスタンプ前の鋼板の合金層の構成、特性が、ホットスタンプ後のホットスタンプ部材に継承されることが分かった。これは、ホットスタンプ法において、Ａｌ−Ｆｅ合金層が高温度に在る時間が短時間であるため、元素の固相拡散が起きるにしても成分変化やそれに伴うＡｌ−Ｆｅ合金の相構成がほとんど変化しないためであると推定される。そこで、ホットスタンプ前の合金化Ａｌめっき鋼板の合金層を疲労特性と耐食性に優れたものにするべく検討を行った。
検討に当たり、まずＡｌめっき層の合金化過程を詳細に検討した。
Ａｌめっき層の合金化は、Ａｌめっき層に鋼板側からＦｅを拡散させる工程であるから、合金化の初期段階には、Ａｌめっき層最表面にＡｌ濃度の高い合金相、例えばＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５などが形成される。そして当該Ａｌ濃度の高い合金相の形成に伴いＡｌめっき層表面の粗さが上昇することが分かった。この粗さ変化は、Ｆｅ２Ａｌ５などの結晶成長および結晶形態を反映した結果ではないかと考えられる。そして、合金化の進行によりＦｅの拡散が更に進むと、前述の表面粗さは減少に転じることも分かった。これは、上記のＡｌ濃度の高い合金相よりもＦｅ濃度の高い相（Ａ相（Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相））がＡｌめっき層最表面においても形成されていくため、その結晶形態が反映されて、全体としての粗さが減じたものと推定している。Ａ相は、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相であり、ＦｅＡｌ２，Ｆｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌＳｉ化合物の少なくとも１種を主体とする合金相と推定する。
Ａｌめっき層の合金化は、Ａｌめっき層に鋼板側からＦｅを拡散させる工程であるから、合金化の初期段階には、Ａｌめっき層最表面にＡｌ濃度の高い合金相、例えばＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５などが形成される。そして当該Ａｌ濃度の高い合金相の形成に伴いＡｌめっき層表面の粗さが上昇することが分かった。この粗さ変化は、Ｆｅ２Ａｌ５などの結晶成長および結晶形態を反映した結果ではないかと考えられる。そして、合金化の進行によりＦｅの拡散が更に進むと、前述の表面粗さは減少に転じることも分かった。これは、上記のＡｌ濃度の高い合金相よりもＦｅ濃度の高い相（Ａ相（Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相））がＡｌめっき層最表面においても形成されていくため、その結晶形態が反映されて、全体としての粗さが減じたものと推定している。Ａ相は、Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相であり、ＦｅＡｌ２，Ｆｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌＳｉ化合物の少なくとも１種を主体とする合金相と推定する。
こうした表面粗さの変化から、疲労特性を高めるにはＦｅの拡散を進めて、Ｆｅ濃度の高い相（Ａ相（Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相））が合金層の最表面に占める比率を高めた方が良いことがわかった。一方で、Ｆｅ濃度が高い相ほど耐食性に劣ることが知られているので、Ａｌめっき鋼板を用いる本来の目的である耐食性を損なわないようにＡｌ濃度の高い相（Ｂ相）も残存させる必要があることがわかった。
そこで優れた疲労特性と優れた耐食性を両立出来る合金層の相構成を調べたところ、鋼板の表面と垂直なＡｌ−Ｆｅ合金層断面の最上面におけるＡ相が占める長さの合計が、測定長さの１０％以上５０％未満の場合であることが明らかとなった。
Ａｌ−Ｆｅ合金層の最上面全体に対するＡ相が占める長さの合計の比率（Ａ相比率）が１０％未満では、優れた疲労特性が得られない。より疲労特性を高めるためには、Ａ相比率を２５％以上とすることが好ましい。一方、Ａ相比率が５０％超では優れた耐食性を得ることは出来ない。より耐食性を高めるためには、Ａ相比率を３５％以下とすることが好ましい。
また、Ａｌ−Ｆｅ合金層には、Ａ相（Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相）以外の相としてＢ相を含む。Ｂ相は、Ｆｅ２Ａｌ５相、ＦｅＡｌ２相を主たる相とし、これら以外に、左記３相（ＦｅＡｌ２，Ｆｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌＳｉ化合物を主体とする合金相）の何れかに近い化学成分を有するものである。左記３相の何れかに近い化学成分は、化学量論比からずれているため、同定出来ない物質と考えられる。
本発明に係るＡｌ−Ｆｅ合金層は、母材の鋼板中のＦｅがＡｌめっき層中に拡散して形成されるものであるから、Ａｌ−Ｆｅ合金層の鋼板側ではＦｅ濃度が高く、Ａｌ−Ｆｅ合金層の表面側に向かってＦｅ濃度が低下するＦｅ濃度分布を有している。Ａｌ−Ｆｅ合金層中のＦｅ含有量は、全体で４０〜８０質量％とすることが好ましい。Ａｌ−Ｆｅ合金層中のＦｅ含有量の平均値が４０％未満であると、融点が低く、ホットスタンプの加熱時に部分的な溶け落ちなどが発生する恐れがあって好ましくない。一方、Ｆｅ含有量の平均値が８０％を超えると耐食性が劣位となってしまい好ましくない。
また、Ａｌ−Ｆｅ合金層にはＳｉが含有される。Ｓｉは、溶融Ａｌめっき時にＡｌとＦｅとの過剰な合金化を抑制するために溶融Ａｌめっき浴に添加され、Ａｌ−Ｆｅ合金層に含まれることになる。Ａｌ−Ｆｅ合金層におけるＳｉの平均含有率は、ＡｌとＳｉの合計量に対して３〜１５質量％の範囲となる。本発明において特徴とするＡ相には、Ｓｉは４〜１３％含有される。
Ａ相には４〜１３％のＳｉが含有される。Ａ相におけるＳｉ含有率が４％未満になる場合、Ｆｅ−Ａｌ合金相の合金化が十分に進んでいないため、本発明で目的とする表面でのＡ相の分布比率が得られない。Ｂ相の比率が高い場合も同様である。また、Ａ相におけるＳｉ含有率が１３％を超えると、耐食性を低下させるため好ましくない。
Ａｌ−Ｆｅ合金層のＦｅ、Ｓｉ以外の残部はＡｌおよび不純物であるが、耐食性、疲労特性の観点から、Ｍｇ、Ｚｎ等を適宜添加してもよい。
Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さは１５μｍ以上とする。Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さが１５μｍ未満では、合金層最表面におけるＡ相が占める長さの合計（Ａ相比率）が、合金層最上面全体の５０％以下であっても優れた耐食性が得られないからである。
一方、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さの上限は、耐食性の観点からは特段設けなくともよいが、厚過ぎるとホットスタンプ時に合金層に亀裂が生じる恐れがある。そのため、厚さは１００μｍ以下が好ましく、より好ましくは７０μｍ以下である。
Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みは次のようにして測定する。すなわち、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）を備えた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって、鋼板表面と垂直なＡｌ−Ｆｅ合金層の断面を観察しつつ元素分析を行うことで断面におけるＡｌの存在領域を特定し、Ａｌの存在領域がＡｌ−Ｆｅ合金層であると認定し、このＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みを計測することで、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みを測定する。
一方、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚さの上限は、耐食性の観点からは特段設けなくともよいが、厚過ぎるとホットスタンプ時に合金層に亀裂が生じる恐れがある。そのため、厚さは１００μｍ以下が好ましく、より好ましくは７０μｍ以下である。
Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みは次のようにして測定する。すなわち、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）を備えた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって、鋼板表面と垂直なＡｌ−Ｆｅ合金層の断面を観察しつつ元素分析を行うことで断面におけるＡｌの存在領域を特定し、Ａｌの存在領域がＡｌ−Ｆｅ合金層であると認定し、このＡｌ−Ｆｅ合金層の厚みを計測することで、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚みを測定する。
Ａｌ−Ｆｅ合金層最表面におけるＡ相の長さ、それらの合計、およびＡ相比率は、図１に模式的に示す方法で決定することができる。
すなわち、光学顕微鏡（ＯＭ）にて鋼板表面と垂直なＡｌ−Ｆｅ合金層の断面を観察し、Ａｌ−Ｆｅ合金層の最上面に現出しているＡ相の両端を板厚中心線と平行な直線に投影し、その交点間の距離をそのＡ相の長さ（Ｌ）とする。そしてＡ相の長さの合計（Ｌ合計）は、図１に示すように、順にＡ相の長さ（Ｌ１、Ｌ２、・・・Ｌｎ）を測定し、下記式（２）のように合計することで求める。また、Ａ相比率は、下記式（３）のようにして求める。なお、式（３）中の「測定長さ」とは、図１に示すように、Ａｌ−Ｆｅ合金層の断面における、最表面の両端を鋼板板厚中心線と平行な直線に投影させた際の交点間の距離である。
Ｌ合計＝Ｌ１＋Ｌ２＋・・・＋Ｌｎ ・・・（２）
Ａ相比率（％）＝（Ｌ合計／測定長さ）×１００ ・・・（３）
すなわち、光学顕微鏡（ＯＭ）にて鋼板表面と垂直なＡｌ−Ｆｅ合金層の断面を観察し、Ａｌ−Ｆｅ合金層の最上面に現出しているＡ相の両端を板厚中心線と平行な直線に投影し、その交点間の距離をそのＡ相の長さ（Ｌ）とする。そしてＡ相の長さの合計（Ｌ合計）は、図１に示すように、順にＡ相の長さ（Ｌ１、Ｌ２、・・・Ｌｎ）を測定し、下記式（２）のように合計することで求める。また、Ａ相比率は、下記式（３）のようにして求める。なお、式（３）中の「測定長さ」とは、図１に示すように、Ａｌ−Ｆｅ合金層の断面における、最表面の両端を鋼板板厚中心線と平行な直線に投影させた際の交点間の距離である。
Ｌ合計＝Ｌ１＋Ｌ２＋・・・＋Ｌｎ ・・・（２）
Ａ相比率（％）＝（Ｌ合計／測定長さ）×１００ ・・・（３）
Ａ相の同定は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）のＥＤＳ（エネルギー分散型分光法）分析結果と照らし合わせて行う。また、「測定長さ」は、合計で５００μｍ以上となるように複数視野で調べる。Ａ相とＢ相の区別は、ＳＥＭ−ＥＤＳ分析により得られた双方の成分を比較することにより行う。Ａ相はＦｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有し、残部がＡｌおよび不純物であるＦｅ濃度の高い相であるのに対し、Ｂ相はＡｌ濃度がＡ相より高くＳｉが４％未満のＦｅ−Ａｌ合金相である。
なお本発明において、「優れた疲労特性」とは、平面曲げ疲労試験の１×１０７回の繰り返し回数に対して求めた疲労限度比（σＷ／σＢ、σＷは疲労限、σＢは引張強さである）が０．４以上の場合を指す。
また本発明において「優れた耐食性」とは、腐食試験における発銹までのサイクル数が、同じめっき厚さの溶融Ｚｎめっき鋼板と同等以上ものを指す。腐食試験方法については後述する実施例の中で詳しく述べる。
また本発明において「優れた耐食性」とは、腐食試験における発銹までのサイクル数が、同じめっき厚さの溶融Ｚｎめっき鋼板と同等以上ものを指す。腐食試験方法については後述する実施例の中で詳しく述べる。
次に本発明に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
まず、先に説明した所定の化学成分を有する鋼片を鋳造する。生産性の点から連続鋳造が望ましい。こうして得られた鋳片を、熱間圧延し、次いで酸洗する。更に冷延鋼板とする場合には、冷間圧延し、焼鈍を行う。それら、すなわち酸洗した熱延鋼板、または焼鈍した冷延鋼板に対してＡｌめっき、および、Ａｌめっき層のＡｌ−Ｆｅ合金化のための熱処理（合金化熱処理）を行う。
熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、およびＡｌめっきは製造者の所有する設備に応じて適切に行えばよく、特に条件を限定するものではない。熱間圧延の一例を挙げれば、鋼片を１１００〜１３００℃に再加熱し、仕上げ温度を８５０〜９５０℃として８０％以上の圧下率で熱間圧延を行う。巻き取り温度は６００〜７５０℃が例示できる。酸洗は、生成したスケールを効率よく除去できるように、酸の種類、濃度、および温度を選択できる。冷間圧延率は平坦度を確保するために圧下率を４０％以上とすることが好ましい。また焼鈍温度は７００〜７８０℃が例示できる。
また、Ａｌめっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等が可能であるが、溶融めっきが好ましい。ＡｌめっきのためのＡｌ浴は、例えば浴温度６７０℃、副成分として３〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用することになるが、１０％前後のＳｉを含有することがより好ましい。また、Ａｌめっき浴には、不純物として鋼板から溶出したＦｅ等が混入している。これ以外の添加元素として、特に耐食性や疲労特性向上に効果のある元素（例えば、Ｍｇ、Ｚｎ等を）を少量添加することもできる。
なお、Ａｌめっき厚さは１５μｍ以上となるように調整する。
また、Ａｌめっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等が可能であるが、溶融めっきが好ましい。ＡｌめっきのためのＡｌ浴は、例えば浴温度６７０℃、副成分として３〜１５質量％のＳｉを含有するものを使用することになるが、１０％前後のＳｉを含有することがより好ましい。また、Ａｌめっき浴には、不純物として鋼板から溶出したＦｅ等が混入している。これ以外の添加元素として、特に耐食性や疲労特性向上に効果のある元素（例えば、Ｍｇ、Ｚｎ等を）を少量添加することもできる。
なお、Ａｌめっき厚さは１５μｍ以上となるように調整する。
（合金化熱処理）
そして、Ａｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を所定の温度まで昇温させて、Ａｌめっき層のＡｌ−Ｆｅ合金化のための熱処理を行う。この際、Ａｌ−Ｆｅ合金層を鋼板の表面と垂直な断面の最上面において、Ａ相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下となるように制御する。
そして、Ａｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を所定の温度まで昇温させて、Ａｌめっき層のＡｌ−Ｆｅ合金化のための熱処理を行う。この際、Ａｌ−Ｆｅ合金層を鋼板の表面と垂直な断面の最上面において、Ａ相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下となるように制御する。
具体的には、熱処理条件を、室温〜６００℃の平均加熱速度を５１℃／ｓ以上とし、最高加熱温度を６００℃以上７００℃以下とし、鋼板が６００℃になった時刻を０（ｓ）、鋼板が６００℃になった時刻からｔ（ｓ）後の鋼板温度をＴ（℃）、鋼板が６００℃以上に在る時間をｔｈ（ｓ）として、下記式（１）を満たすよう加熱する。さらに最高加熱温度から３５０℃までの冷却速度を１０℃／ｓ以上として冷却する。このような熱処理を経ることで本発明に係るＡｌ−Ｆｅ合金層を実現出来る。
室温〜６００℃の平均加熱速度が５１℃／ｓ未満では合金層を構成する各相が鋼板表面に対して平行に積層したような形態となり、合金相最表層においてＡ相が他の相の中に部分的に現出する形態が形成されない。これは、室温〜６００℃の平均加熱速度が５１℃／ｓ未満では、Ｆｅの拡散挙動が、表面からみた板面内で均一となるからではないかと推測している。なお、室温〜６００℃の平均加熱速度の上限は特に限定しないが、設備上の兼ね合いから適宜決定してよく、例えば、１００℃／ｓ以下とできる。
最高加熱温度は６００℃以上７００℃以下とする。最高加熱温度が６００℃未満では合金化に長時間を要し、生産性を損ねるからである。一方最高加熱温度が７００℃超では、合金化に先行してＡｌの溶融が生じ熱処理設備内にＡｌが付着する恐れがある。また、最高加熱温度を７００℃超にすると、その後の冷却を経ることにより鋼板が焼入れされて、ホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板の硬度が著しく上昇し、ホットスタンプに支障が生じる場合がある。そこで最高加熱温度は６００℃以上７００℃以下とする。
鋼板が６００℃に達してから最高加熱温度を経て冷却される過程で、６００℃以上に在る時間とその温度の積分値（上記式（１）における中辺）が最上面に現出するＡ相の比率を決定する。上記式（１）における中辺の値が３．９０×１０４未満ではＡ相の比率が１０％以上とならない。一方、上記式（１）における中辺の値が２．００×１０６−３．９０×１０５×[Ｃｒ]を上回るとＡ相の比率が５０％を超える。したがって、Ａ相の比率を１０％以上５０％未満とし、耐食性と疲労特性を両立させるためには、上記式（１）を満足させることが重要である。
鋼板が６００℃以上に在る時間ｔｈは３６００ｓｅｃ未満とすることが好ましい。鋼板が６００℃以上に在る時間を過剰に長くすると、Ａｌ−Ｆｅ合金層の平均のＦｅ濃度が高くなり耐食性を劣化させるおそれがある。好ましくは、鋼板が６００℃以上に在る時間ｔｈを２６００ｓｅｃ未満とする。
鋼板が６００℃以上に在る時間ｔｈは３６００ｓｅｃ未満とすることが好ましい。鋼板が６００℃以上に在る時間を過剰に長くすると、Ａｌ−Ｆｅ合金層の平均のＦｅ濃度が高くなり耐食性を劣化させるおそれがある。好ましくは、鋼板が６００℃以上に在る時間ｔｈを２６００ｓｅｃ未満とする。
鋼板のＣｒ濃度がＡ相の構成に関与する機構は必ずしも明らかではないが、Ｃｒは鋼板の表層または表層近傍に濃化する傾向を有するので、何らかの形でＦｅのめっき層への拡散に影響を及ぼしているものと推定している。
本実施形態のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板の製造方法において、加熱後の冷却は、Ａｌ−Ｆｅ合金層の形態を制御して疲労特性と耐食性の両立を図る点で重要である。Ａｌめっき層の合金化熱処理は、Ａｌめっき層に鋼板側からＦｅを拡散させる工程であり、合金化の初期段階には、Ａｌめっき層最表面にＡｌ濃度の高い合金相（例えばＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５など）が形成され、Ａｌめっき層表面の粗さが上昇する。この粗さ変化は、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ２Ａｌ５などの結晶成長および結晶形態を反映した結果と推測する。そして、合金化の進行によりＦｅの拡散が更に進んでＡ相が形成するに伴って前述の表面粗さが減少に転じる。Ａ相が形成されたことを見計らって１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することで、Ｆｅ−Ａｌ合金層の表面粗さが低減された状態でＦｅ−Ａｌ合金層の金属組織を固定化することができ、これにより疲労特性と耐食性を両立することができる。なお、熱処理によってＡｌめっき層が合金化した状態の合金化Ａｌめっき鋼板を、冷却工程を行わずにそのままホットスタンプ工程に供すると、Ｆｅ−Ａｌ合金層の金属組織の固定化がされないままホットスタンプされることになり、疲労強度や耐食性が低下するおそれがあるので好ましくない。
熱処理後の冷却による効果を得るためには、最高加熱温度から３５０℃までを平均速度１０℃／ｓ以上で冷却する。平均冷却速度が１０℃／ｓより遅いとＡ相の比率が５０％を超過するためである。なおＡｌ−Ｆｅ合金層の構成形態を制御する上では冷却速度は速くともよいが、あまりに速いと冷却状況に不均一が生じて鋼板の平坦度が損なわれる恐れがあるので、最高加熱温度から３５０℃までの平均冷却速度は３０℃／ｓ以下とするのが望ましい。
３５０℃より低温側の冷却は設備仕様上好ましい条件を選択すればよく、緩冷、急冷の何れでも良い。冷却終了温度は、５０℃以下が好ましく、より好ましくは室温がよい。
３５０℃より低温側の冷却は設備仕様上好ましい条件を選択すればよく、緩冷、急冷の何れでも良い。冷却終了温度は、５０℃以下が好ましく、より好ましくは室温がよい。
なお本発明においては、合金化熱処理の雰囲気は特に限定せず、大気（空気）中、水素ガス雰囲気などが適用出来るが、大気中が好ましい。また、合金化熱処理は、箱型焼鈍炉を用いてコイル状態で熱処理を行っても良いし、連続焼鈍炉を用いても良い。
以上の工程を経て製造された合金化Ａｌめっき鋼板（帯鋼）に対して、適宜、スキンパス圧延やレベラー加工を付与してもよい。なおその場合は、付与するひずみは５％以下とすることが好ましい。
こうして製造された本発明のホットスタンプ用鋼板（合金化Ａｌめっき鋼板）は、ホットスタンプ法により、成形と焼き入れを同一工程で行って高強度部材にされる。具体的には、必要に応じて所定の寸法に切断した鋼板（ブランク）を加熱し金型でスタンプする。ブランクの加熱方法としては、高い生産性を獲得するためには通電加熱法が望ましい。加熱温度はブランク全体をオーステナイト相とする温度に設定することが一般的であるが、部材に特徴を持たせるために、一部のみをオーステナイト相に加熱する方法も選択できる。
金型による冷却は、オーステナイト相に加熱された部分がマルテンサイト相に変態する冷却速度で行うことが一般的である。しかし、部材に特徴を持たせる目的で、オーステナイト相に加熱された部分の一部の冷却速度をマルテンサイト変態しない様な緩やかな冷却速度とする方法も選択できる。
金型による冷却は、オーステナイト相に加熱された部分がマルテンサイト相に変態する冷却速度で行うことが一般的である。しかし、部材に特徴を持たせる目的で、オーステナイト相に加熱された部分の一部の冷却速度をマルテンサイト変態しない様な緩やかな冷却速度とする方法も選択できる。
より具体的なホットスタンプ条件として例えば、昇温速度５〜５００℃／秒で７００〜１０００℃まで加熱し、１〜１２０秒間の保持時間の後にホットスタンプを行う。引き続き、例えば冷却速度１〜１０００℃／秒の常温以上３００℃以下まで冷却する条件を例示できる。
本実施形態のホットスタンプ用鋼板をブランクとし、通電加熱法を併用したホットスタンプ法により製造されたホットスタンプ材は、鋼材の表面にＡｌ−Ｆｅ合金層を備えている。ホットスタンプ材のＡｌ−Ｆｅ合金層は、ホットスタンプ用鋼板のＡｌ−Ｆｅ合金層と同じ組成であり、また、同じ金属組織を有しており、更には、Ａ相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下となっている。これは、先に述べたように、通電加熱法によってブランクを急速加熱するため、Ａｌ−Ｆｅ合金層の組成等が変化する前にホットプレスが終了するためである。従って、製造されたホットスタンプ材は、ホットスタンプ用鋼板と同様に、疲労特性と耐食性に優れたものになる。なお、ホットスタンプ材の鋼材の化学成分は、ホットスタンプ用鋼板の鋼板における化学成分と同じ組成になるが、鋼材の金属組織は、ホットスタンプ用鋼板の鋼板とは異なり、焼入れされた組織になる。
以下、本発明について実施例を示して説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、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。また本発明は、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。
＜実施例１＞
表１に示す化学成分を有する鋼片を、１２００℃に加熱し、仕上げ温度８８０〜９００℃として熱間圧延し、巻取り温度６３０〜７００℃で巻取り、厚さ２．４ｍｍ、または、２．８ｍｍの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、２．４ｍｍ材はそのままで、２．８ｍｍ材は１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
表１に示す化学成分を有する鋼片を、１２００℃に加熱し、仕上げ温度８８０〜９００℃として熱間圧延し、巻取り温度６３０〜７００℃で巻取り、厚さ２．４ｍｍ、または、２．８ｍｍの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、２．４ｍｍ材はそのままで、２．８ｍｍ材は１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
その後、実験用溶融めっき装置を用いて焼鈍とＡｌめっきを連続して行った。焼鈍条件は、７４０℃に１．５分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり１０〜７０μｍとなるように調整した。めっき浴条件は、浴温度６７０℃、浴組成は、Ａｌ−１０％Ｓｉ（不純物を含む）とした。
次いで、得られた熱延鋼板および冷延鋼板に対し、Ａｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化するために熱処理した。
図２に模式的に示すように、室温から昇温（Ａ→Ｂ→Ｃ）、最高加熱温度に保持（Ｃ→Ｄ）、室温まで冷却（Ｄ→Ｆ→Ｇ）の３工程で行った。なお、図２に示すグラフの横軸は、鋼板の温度が６００℃になった時刻を０（ｓ）として時間（ｓ）を表記した。
表２に、熱処理パターンの一覧（Ｈ０１〜Ｈ１４）を示す。なお、表２中の「Ｃ」および「Ｄ」の「時間」はそれぞれ、「Ｂ点（０ｓ）〜Ｃ点の経過時間」、「Ｂ点（０ｓ）〜Ｄ点の経過時間」を示しており、また「Ｅ」の「ｔｈ」は「Ｂ点（０ｓ）〜Ｅ点の経過時間」を示している。
図２に模式的に示すように、室温から昇温（Ａ→Ｂ→Ｃ）、最高加熱温度に保持（Ｃ→Ｄ）、室温まで冷却（Ｄ→Ｆ→Ｇ）の３工程で行った。なお、図２に示すグラフの横軸は、鋼板の温度が６００℃になった時刻を０（ｓ）として時間（ｓ）を表記した。
表２に、熱処理パターンの一覧（Ｈ０１〜Ｈ１４）を示す。なお、表２中の「Ｃ」および「Ｄ」の「時間」はそれぞれ、「Ｂ点（０ｓ）〜Ｃ点の経過時間」、「Ｂ点（０ｓ）〜Ｄ点の経過時間」を示しており、また「Ｅ」の「ｔｈ」は「Ｂ点（０ｓ）〜Ｅ点の経過時間」を示している。
鋼板の表面と垂直な断面を観察した。ＯＭとＥＤＳを併用してＡｌ−Ｆｅ合金層最上面におけるＡ相の占める長さの比率（Ａ相比率）を既に説明した方法（図１参照）で求めた。すなわち、Ａ相の同定は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）のＥＤＳ（エネルギー分散型分光法）分析結果と照らし合わせて行った。また、「測定長さ」は、合計で５００μｍ以上となるように複数視野で調べた。Ａ相の同定は、ＳＥＭ−ＥＤＳ分析により得られた双方の成分を比較することにより行った。Ｆｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有し、残部がＡｌおよび不純物である相をＡ相とした。
次に、実験用のプレス試験機にてホットスタンプ実験を行った。
鋼板の加熱には通電加熱法を用い、１００℃／ｓの加熱速度で９１０℃まで加熱し、５ｓ以内に金型間に搬送し、上下一対の水冷されている平板でプレスし部材を得た（以降、ホットスタンプ材と呼ぶ）。
鋼板の加熱には通電加熱法を用い、１００℃／ｓの加熱速度で９１０℃まで加熱し、５ｓ以内に金型間に搬送し、上下一対の水冷されている平板でプレスし部材を得た（以降、ホットスタンプ材と呼ぶ）。
得られたホットスタンプ材から、ＪＩＳ５号型引張試験片、疲労試験片（図３に示す）、および、耐食性評価試験片を採取した。引張試験片、および、疲労試験片は、それらの長手方向が、圧延方向と直交する方向に採取した。耐食性評価試験片は、７５ｍｍ×１５０ｍｍの矩形で、４辺（切断面）を樹脂でコーティングしたものとした。
ＪＩＳ５号試験片で引張強さ（σＢ）を調べた。
また疲労試験片を用いて平面曲げ疲労試験を行い、１０７回に対する疲労限（σＷ）を決定し、疲労限度比σＷ／σＢを求めた。疲労試験は、応力比を−１、繰り返し速度を５Ｈｚとして行った。
また疲労試験片を用いて平面曲げ疲労試験を行い、１０７回に対する疲労限（σＷ）を決定し、疲労限度比σＷ／σＢを求めた。疲労試験は、応力比を−１、繰り返し速度を５Ｈｚとして行った。
耐食性評価試験は、以下の３工程を１サイクルとして繰り返すものである。
工程１：塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液、３５℃、４時間）
工程２：乾燥（相対湿度５０％、６０℃、２時間）
工程３：湿潤環境中保持（相対湿度９５％、５０℃、２時間）
評価方法としては、一つの熱処理パターン毎に５枚の試験片を試験槽内に配し、５枚のうちで最も早く発銹したサイクル数をその熱処理パターンの発銹サイクル数とした。
なお、耐食性を評価する上で、比較材としてめっき厚を同じとした溶融Ｚｎめっき鋼板を用い、この溶融Ｚｎめっき鋼板の発銹サイクル数（表３にて（）内に記載）を同等以上の結果が得られたものを良好なものとして評価した。
以上の評価試験結果を表３に示す。
工程１：塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液、３５℃、４時間）
工程２：乾燥（相対湿度５０％、６０℃、２時間）
工程３：湿潤環境中保持（相対湿度９５％、５０℃、２時間）
評価方法としては、一つの熱処理パターン毎に５枚の試験片を試験槽内に配し、５枚のうちで最も早く発銹したサイクル数をその熱処理パターンの発銹サイクル数とした。
なお、耐食性を評価する上で、比較材としてめっき厚を同じとした溶融Ｚｎめっき鋼板を用い、この溶融Ｚｎめっき鋼板の発銹サイクル数（表３にて（）内に記載）を同等以上の結果が得られたものを良好なものとして評価した。
以上の評価試験結果を表３に示す。
熱処理パターンにＨ０１、および、Ｈ０２を用いたＮｏ．１、および、Ｎｏ．２はＡｌ−Ｆｅ合金層の最表面にＡ相が認められず、疲労限度比σＷ／σＢが０．４０を下回って疲労特性が劣位であることが分かった。恐らく、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２ともに、合金化の熱処理工程における室温〜６００℃までの平均加熱速度が５０℃／ｓ以下と遅いために、Ａｌ−Ｆｅ合金層を構成する各相が鋼板表面に平行に積層した形態となったからと推定する。
熱処理パターンにＨ０３を用いたＮｏ．４では、上記式（１）における中辺の値が３．９０×１０４未満でありＡｌ−Ｆｅ合金層の最表面におけるＡ相の比率が低いために、やはり疲労特性が劣位であった。
熱処理パターンにＨ０３を用いたＮｏ．４では、上記式（１）における中辺の値が３．９０×１０４未満でありＡｌ−Ｆｅ合金層の最表面におけるＡ相の比率が低いために、やはり疲労特性が劣位であった。
めっき厚を１０μｍとしたＮｏ．８では、同じ厚さの溶融Ｚｎめっき鋼板(比較材)に比べて発銹サイクル数が少なく、耐食性に劣ることがわかった。
めっき厚を１５μｍとしたＮｏ．３、および、Ｎｏ．４では、発銹サイクル数が、同じ厚さの溶融Ｚｎめっき鋼板を上回っていることから、本発明では、１５μｍをめっき厚さの下限とした。
めっき厚を１５μｍとしたＮｏ．３、および、Ｎｏ．４では、発銹サイクル数が、同じ厚さの溶融Ｚｎめっき鋼板を上回っていることから、本発明では、１５μｍをめっき厚さの下限とした。
Ｎｏ．５、６、７、９、および１０は、めっき厚が２５〜７０μｍ、Ａ相比率が１０〜３２％であり、ホットスタンプ後に優れた疲労特性と、優れた耐食性が両立していることが示された。
鋼Ａについては、熱処理パターンＨ１０で合金化させたＮｏ．１１ではＡ相の比率が５０％で、ホットスタンプ後に優れた疲労特性と、優れた耐食性が両立しているのに対して、熱処理パターンＨ１１で合金化させたＮｏ．１３では、上記式（１）における中辺の値が２．００×１０６−３．９０×１０５×[Ｃｒ]を超えてしまいＦｅＡｌ相比率が５２％となり、ホットスタンプ後の耐食性が劣位となった。
同様に、鋼Ｂについては、Ｎｏ．１２とＮｏ．１４を、鋼Ｃについては、Ｎｏ．１５とＮｏ．１６を、鋼Ｄについては、Ｎｏ．１７とＮｏ．１８を、そして鋼Ｅについては、Ｎｏ．１９とＮｏ．２０を対比することで、Ａ相の比率が５０％であれば、ホットスタンプ後に優れた疲労特性と、優れた耐食性が両立出来るのに対して、５０％超では優れた耐食性が示されないことが明らかとなった。
Ｃｒ量が２．１％の鋼Ｆについては、熱処理パターンＨ０４で合金化させたＮｏ．２１と、熱処理パターンＨ１０で合金化させたＮｏ．２２とは、いずれもＡ相比率が１０〜５０％の範囲であり、いずれもホットスタンプ後に優れた疲労特性と優れた耐食性が両立していることが示された。
以上の実施例１の結果より、Ａ相の比率が５０％となる上記式（１）における中辺の値は鋼のＣｒ濃度との間に何らかの相関があるように見受けられたのでグラフ化したところ図４が得られた。この図４より、６つのＣｒ濃度[Ｃｒ]（質量％）の全てについてＡ相の比率が５０％となる、上記式（１）における中辺の値＝２．００×１０６−３．９０×１０５×[Ｃｒ]を導いた。
そこで、本発明では上記式（１）における中辺の値の上限を２．００×１０６−３．９０×１０５×[Ｃｒ]と限定した。
そこで、本発明では上記式（１）における中辺の値の上限を２．００×１０６−３．９０×１０５×[Ｃｒ]と限定した。
なお、いずれの実施例においても、ホットスタンプ前後で、Ａｌ−Ｆｅ合金層におけるＡ相の占める比率、Ａｌ−Ｆｅ合金層の厚み、成分についてはほとんど変化がなかった(もしくは無いように観察された)。
＜実施例２＞
表４に示す化学成分（鋼符号Ｇ、H）を有する鋼片を、１２００℃に加熱し、仕上げ温度８８０〜９１０℃として熱間圧延し、巻取り温度６００〜６４０℃で巻取り、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、１．５ｍｍの冷延鋼板とした。
表４に示す化学成分（鋼符号Ｇ、H）を有する鋼片を、１２００℃に加熱し、仕上げ温度８８０〜９１０℃として熱間圧延し、巻取り温度６００〜６４０℃で巻取り、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、１．５ｍｍの冷延鋼板とした。
次いで、実験用溶融めっき装置を用いて焼鈍とＡｌめっきを連続して行った。焼鈍条件は、７４０℃に１分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり３０μｍとなるように調整した。めっき浴条件は、浴温度６７０℃、浴組成は、Ａｌ−１０％Ｓｉ（不純物を含む）とした。
次いで、得られた冷延鋼板の一部に対し、Ａｌめっき層をＡｌ−Ｆｅ合金化するために熱処理し合金化Ａｌめっき鋼板を得た。合金化条件は、表２（実施例１）の熱処理パターンＨ０８とした。
上記の合金化Ａｌめっき鋼板と、合金化させなかったＡｌめっき鋼板をホットスタンプした。
鋼板の加熱は、合金化させていないＡｌめっき鋼板については炉加熱法で行い、９１０℃に保持した炉内に挿入し、鋼板の温度が９００℃に達してから５分後に取出して直ちにスタンプした。
一方、合金化Ａｌめっき鋼板については、上記の炉加熱法と、通電加熱法の両方で行い、通電加熱は、１００℃／ｓの加熱速度で９１０℃まで加熱し、５ｓ以内に金型間に搬送してプレスした。
成形形状は、図５に模式的に示すハット型とした。各寸法を示す数値の単位はいずれもｍｍである。
鋼板の加熱は、合金化させていないＡｌめっき鋼板については炉加熱法で行い、９１０℃に保持した炉内に挿入し、鋼板の温度が９００℃に達してから５分後に取出して直ちにスタンプした。
一方、合金化Ａｌめっき鋼板については、上記の炉加熱法と、通電加熱法の両方で行い、通電加熱は、１００℃／ｓの加熱速度で９１０℃まで加熱し、５ｓ以内に金型間に搬送してプレスした。
成形形状は、図５に模式的に示すハット型とした。各寸法を示す数値の単位はいずれもｍｍである。
ハット型に成形したホットスタンプ材（ＨＳ部材と呼ぶ）を詳細に観察した。
その結果、鋼板GのＨＳ部材では何れの鋼板種類についても肩部４１（片側のみ表示）に極僅かなめっきの剥離が認められるものがあった。恐らく鋼板GのＣｒ濃度が本発明の範囲を外れるために母材との密着性が弱まったためと推定した。
成形後寸法は何れの鋼の何れの鋼板種類でも全く同じであった。
その結果、鋼板GのＨＳ部材では何れの鋼板種類についても肩部４１（片側のみ表示）に極僅かなめっきの剥離が認められるものがあった。恐らく鋼板GのＣｒ濃度が本発明の範囲を外れるために母材との密着性が弱まったためと推定した。
成形後寸法は何れの鋼の何れの鋼板種類でも全く同じであった。
鋼板HのＨＳ部材（表５のＮｏ．１〜Ｎｏ．３）について、図５に示した点線に沿って断面（板厚中心）のビッカース硬さを測定した。ハット頭辺の中央点Ｐ１、点線上Ｐ１から１０ｍｍ、および２０ｍｍ離れた点、肩部の局面終了点Ｐ２、点線上Ｐ２から１０ｍｍ、２０ｍｍ、および３０ｍｍ離れた点、底辺の端Ｐ３から点線上１０ｍｍ離れた点について測定した。
結果を表５に示す。
断面のビッカース硬さは、速い冷却速度でスタンプされる頭辺と底辺で４８０〜４８８、前者に比べて冷却速度がやや遅くなる縦壁部で４５９〜４６８が得られた。これらは鋼板の種類や加熱方法に依らず同等と判断出来る。
結果を表５に示す。
断面のビッカース硬さは、速い冷却速度でスタンプされる頭辺と底辺で４８０〜４８８、前者に比べて冷却速度がやや遅くなる縦壁部で４５９〜４６８が得られた。これらは鋼板の種類や加熱方法に依らず同等と判断出来る。
こうしたことから、本発明の鋼板を通電加熱法によってホットスタンプすることで、優れた疲労特性と優れた耐食性を兼ね備えた高強度部材を高い生産性で製造出来ことが示された。そしてそれらは、Ａｌめっき鋼板を炉加熱法でホットスタンプした場合と何ら変わらないことも示された。
本発明のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板によれば、ホットスタンプのための加熱に通電加熱などの急速加熱方式を採用した場合であっても、疲労特性と耐食性に優れたスタンプ品（ホットスタンプ部材）を生産出来る。また、部品製造者（ホットスタンプを実施する者）は従来の焼鈍炉による加熱手段ではなく、通電加熱等の急速加熱手段を用いることができるので、スタンプ品の生産性を高めることができる。従って、産業上の利用可能性は十分備えている。
４１ 肩部
Claims (5)
- 鋼成分として、質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．３６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼板と、
前記鋼板の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層と、を備え、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層にはＦｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれ、前記鋼板の表面と垂直な断面の最上面における前記Ｆｅ−Ａｌ系合金相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板。 - 前記鋼成分として、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％
を含有する請求項１に記載のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板。 - 請求項１または請求項２に記載のホットスタンプ用合金化Ａｌめっき鋼板を、少なくともその一部がオーステナイト相となる温度まで加熱した後、金型で成形することで、成形と焼き入れを同一工程で行うことで得られたホットスタンプ部材。
- 鋼成分として、質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．３６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ、および、不純物よりなる鋼材と、
前記鋼材の表面に形成された厚さ１５μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ合金層と、を備え、
前記Ａｌ−Ｆｅ合金層にはＦｅを４５〜８５％、Ｓｉを４〜１３％含有するＦｅ−Ａｌ系合金相が含まれ、前記鋼板の表面と垂直な断面の最上面における前記Ｆｅ−Ａｌ系合金相が占める長さの比率が１０％以上５０％以下であるホットスタンプ部材。 - 前記鋼成分として、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％
を含有する請求項４に記載のホットスタンプ部材。
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