WO2024172076A1 - ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ用アルミめっき鋼板 - Google Patents

ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ用アルミめっき鋼板 Download PDF

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宗士 藤田
優貴 鈴木
進一郎 田畑
秀昭 入川
晴彦 江口
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    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped steel and an aluminum-plated steel sheet for hot stamping.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2023-022724, filed on February 16, 2023, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Hot stamping technology in which steel sheets are heated to high temperatures in the austenite region where they soften before being press-formed, is being promoted.
  • Hot stamping is attracting attention as a technology that achieves both forming into vehicle body parts and ensuring strength by simultaneously performing a quenching process in a die during press forming.
  • Patent Document 1 discloses an aluminum-based plated steel sheet for hot pressing that has excellent heat resistance and corrosion resistance, characterized by having an Al-based metal coating on the surface of the steel that is mainly made of Al and contains 1-15% Si and 0.5-10% Mg.
  • the present invention has been made in consideration of the above-mentioned circumstances.
  • the object of the present invention is to provide a hot stamped body having high strength and excellent corrosion resistance, and an aluminum-plated steel sheet for hot stamping from which this hot stamped body can be manufactured.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a hot stamped product according to one aspect of the present invention A steel plate, A diffusion layer disposed on the steel plate; an Fe—Al alloy layer disposed on the diffusion layer;
  • the chemical composition of the steel sheet is, in mass%, C: 0.050 to 0.250%; Si: 0.010-2.000%, Mn: 0.80-3.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.001-0.500%, N: 0.0001 to 0.0150%, O: 0.1000% or less, Ti: 0.005-0.100%, B: 0.0005 to 0.0050%, Cu: 0.050-3.000%, As: 0.0005 to 1.0000%, Cr: 0-1.000%, Mo: 0-1.000%, Ni: 0-3.000%, Co: 0 to 0.5000%, W: 0-3.0000%, Sn: 0-0.5000%, Nb: 0 to 0.1000%, V: 0 to 0.100%, Zr: 0 to 0.100%
  • Cu d represents the Cu concentration in atomic % in the diffusion layer
  • Cu m represents the Cu concentration in atomic % in the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer
  • Cu 0 represents the Cu concentration in atomic % in the steel sheet.
  • Td represents the average thickness in ⁇ m of the diffusion layer
  • Tm represents the average thickness in ⁇ m of the Fe—Al alloy layer.
  • An aluminum-plated steel sheet for hot stamping comprises: A steel plate, An Fe-Al-Si alloy layer disposed on the steel plate; an Al-based plating layer disposed on the Fe-Al-Si alloy layer; The chemical composition of the steel sheet is
  • Cu i represents the Cu concentration in atomic % in the Fe-Al-Si alloy layer
  • Cu 0 represents the Cu concentration in atomic % in the steel plate.
  • the above-mentioned aspects of the present invention can provide a hot stamped body having high strength and excellent corrosion resistance, as well as an aluminum-plated steel sheet for hot stamping from which this hot stamped body can be manufactured.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of a cross section of a hot stamped body including an Fe—Al alloy layer, a diffusion layer, and a steel plate.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of a cross section of an aluminum-plated steel sheet for hot stamping, the aluminum-based plating layer, an Fe—Al—Si alloy layer, and a steel sheet.
  • the hot stamped body and aluminum-plated steel sheet for hot stamping according to this embodiment will be described in detail below.
  • the hot stamped steel according to this embodiment includes a steel sheet, a diffusion layer disposed on the steel sheet, and an Fe—Al alloy layer disposed on the diffusion layer.
  • the chemical composition of the steel plate constituting the hot stamped product according to this embodiment contains, in mass%, C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.010 to 2.000%, Mn: 0.80 to 3.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.001 to 0.500%, N: 0.0001 to 0.0150%, O: 0.1000% or less, Ti: 0.005 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0050%, Cu: 0.050 to 3.000%, As: 0.0005 to 1.0000%, and the balance: Fe and impurities.
  • C 0.050 to 0.250%
  • Si 0.010 to 2.000%
  • Mn 0.80 to 3.00%
  • P 0.100% or less
  • S 0.0100% or less
  • Al 0.001 to 0.500%
  • N 0.0001 to 0.0150%
  • O 0.1000% or less
  • B: 0.0005 to 0.0050% Cu: 0.050 to
  • C 0.050-0.250%
  • C is an element that greatly affects the strength of a hot stamped steel. If the C content is less than 0.050%, the strength of the hot stamped steel is reduced. Therefore, the C content is set to 0.050%.
  • the C content is preferably 0.070% or more, and more preferably 0.090% or more.
  • the C content exceeds 0.250%, the strength of the hot stamped steel becomes too high, and the steel is prone to fracture when the automobile is crashed. Therefore, the C content is set to 0.250% or less.
  • the C content is preferably less than 0.250%, 0.249% or less, 0.247% or less, 0.245% or less, and more preferably 0.240% or less.
  • Si 0.010-2.000% Silicon has resistance to temper softening and is effective in suppressing the decrease in strength due to auto-tempering during hot stamp quenching. If the silicon content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained, and the hot stamped product The strength decreases. Therefore, the Si content is set to 0.010% or more.
  • the Si content is preferably 0.020% or more, 0.030% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. It is.
  • the Si content exceeds 2.000%, a problem of surface scale occurs. That is, after the scale formed during hot rolling is pickled, a pattern due to surface irregularities occurs, resulting in poor surface appearance.
  • the Si content is set to 2.000% or less.
  • the content is preferably 1.700% or less, 1.500% or less, 1.450% or less, and more preferably 1.000% or less, 0.800% or less.
  • Mn 0.80-3.00%
  • Mn is an element that improves the strength of a hot stamped body and the hardenability of steel. If the Mn content is less than 0.80%, the strength of the hot stamped body decreases.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, 1.20% or more, or 1.40% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, the above effects become saturated and the toughness of the hot stamped steel deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less. , preferably 2.80% or less, 2.60% or less, and more preferably 2.40% or less, 2.00% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries. If the P content exceeds 0.100%, the strength of the grain boundaries is significantly reduced, and the toughness of the hot stamped steel deteriorates. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.080% or less, 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly specified, and may be 0%. However, since an excessive reduction in the P content increases the refining cost, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that affects nonmetallic inclusions in steel and deteriorates the toughness of hot stamped steel. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly specified, and may be 0%. However, since excessively reducing the S content increases the manufacturing cost of the desulfurization process, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.001-0.500%
  • Al is an element used as a deoxidizer for molten steel. If deoxidization is insufficient, the toughness of the hot stamped steel deteriorates due to the excessive oxides produced.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.030% or more.
  • the Al content is set to 0.500% or less.
  • the Al content is preferably 0.300% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • N 0.0001-0.0150% If the N content exceeds 0.0150%, coarse nitrides are formed in the steel, causing the toughness of the hot stamped steel to deteriorate significantly. Therefore, the N content is set to 0.0150% or less.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0080% or less. If the N content is reduced to less than 0.0001%, the cost of denitrification increases significantly, which is economically undesirable. Therefore, the N content is set to 0.0001% or more.
  • the N content is preferably set to 0.0005% or more, 0.0010% or more.
  • the O content is set to 0.1000% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly specified, but may be 0%.
  • the O content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • Ti forms carbonitrides in steel and increases the strength of hot stamped steel through precipitation strengthening. In addition, Ti fixes N as nitrides, suppressing the formation of BN and improving the hardenability of B. If the Ti content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and the strength of the hot stamped product decreases. Therefore, the Ti content is set to 0.005%.
  • the Ti content is preferably 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, a large amount of carbonitrides are formed, which deteriorates the toughness of the hot stamped steel. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The amount is preferably not more than 0.080% or not more than 0.070%.
  • B 0.0005-0.0050% B improves the hardenability during hot stamping or during cooling after hot stamping, thereby improving the strength of the hot stamped body. If the B content is less than 0.0005%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the B content is set to 0.0005% or more, and preferably 0.0007% or more, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, the above effect becomes saturated and cracks may occur during hot rolling. Therefore, the B content is set to 0.0050% or less. is preferably 0.0040% or less or 0.0030% or less.
  • Cu 0.050-3.000% Cu is an element that enhances the corrosion resistance of the steel sheet that constitutes the hot stamped steel.
  • the corrosion resistance can be further enhanced by including a desired amount of Cu in the diffusion layer. If the Cu content is less than 0.050%, it is not possible to allow the diffusion layer to contain a desired amount of Cu, and the corrosion resistance of the hot stamped product is deteriorated. The corrosion resistance of the steel sheet itself deteriorates. Therefore, the Cu content is set to 0.050% or more.
  • the Cu content is preferably set to 0.070% or more, 0.100% or more, 0.120% or more, 0. More than 150%.
  • the Cu content exceeds 3.000%, the carbides present after hot rolling, cold rolling or annealing (including after plating) are stabilized, and the carbides are reduced by heating during hot stamping.
  • the Cu content is preferably 2.000% or less, and the Cu content is preferably 2.000% or less. 800% or less, 2.600% or less.
  • the balance of the chemical composition of the hot stamped body according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are inevitably mixed in from steel raw materials or scrap and/or during the steelmaking process and are permissible to the extent that they do not impair the properties of the hot stamped body according to this embodiment.
  • the chemical composition of the hot stamped body according to this embodiment may contain the following elements as optional elements in place of a portion of Fe. If the following optional elements are not contained, the content is 0%.
  • Ni: 0.005-3.000% Cr, Mo and Ni are elements that improve the hardenability of steel and have the effect of improving the strength of the hot stamped steel. In addition, these elements have the effect of improving the corrosion resistance of the hot stamped steel.
  • the Cr content is set to 0.020% or more
  • the Mo content is set to 0.020% or more.
  • the Mo content is preferably 0.008% or more, or the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.040% or more, or 0.100% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.010% or more, and 0.020% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.010% or more, and 0.020% or more.
  • the Cr content or Mo content exceeds 1.000%, or when the Ni content exceeds 3.000%, after hot rolling, cold rolling or annealing (including after plating treatment), This stabilizes the carbides present in Cr and H, which may delay the dissolution of the carbides during heating during hot stamping, resulting in reduced hardenability. As a result, the strength of the hot stamped product may decrease.
  • the Mo content is set to 1.000% or less, and the Ni content is set to 3.000% or less.
  • the Cr and Mo contents are preferably set to 0.700% or less and 0.500% or less, respectively.
  • the Ni content is preferably 2.000% or less, and more preferably 1.500% or less.
  • Co is an element that improves corrosion resistance in a corrosive environment. Therefore, Co may be contained as necessary.
  • the Co content is set to 0.0005% or more.
  • the Co content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the Co content is set to 0.5000% or less. More preferably, the Co content is It is less than 0.4000%.
  • W 0.0005-3.0000%
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to improving the strength of hot stamped steel.
  • W has the effect of improving the corrosion resistance of hot stamped steel. Therefore, W may be added as necessary.
  • the W content is preferably 0.0005% or more. More preferably, the W content is 0.0010% or more. , 0.0030% or more.
  • the W content exceeds 3.0000%, the hot workability may deteriorate, leading to a decrease in productivity, or the strength of the hot stamped steel may decrease.
  • the W content is preferably 2.5000% or less, more preferably 2.0000% or less.
  • Sn 0.0005-0.5000%
  • Sn has the effect of improving the corrosion resistance of the hot stamped steel. Therefore, Sn may be contained as necessary.
  • the Sn content is set to 0.0005% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.0010% or more, 0.0030% or more, or 0.0050% or more.
  • the Sn content is set to 0.5000% or less.
  • the Sn content is preferably set to 0.4000% or less, more preferably 0.3000% or less. % or less, and 0.2000% or less.
  • Nb 0.0002-0.1000% Nb, as a solid solution element, refines the grain structure and thereby increases the strength of the hot stamped steel. Therefore, Nb may be contained as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0030% or more.
  • the Nb content is set to 0.1000% or less.
  • the amount is preferably not more than 0.0800% or not more than 0.0700%.
  • V has the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of hot stamped steel through precipitation strengthening.
  • V acts as a solid solution element to refine the grain structure, thereby improving the strength of hot stamped steel.
  • V has the effect of improving the strength and bendability of the steel. Therefore, V may be contained as necessary.
  • the V content should be 0.005% or more.
  • the V content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the V content exceeds 0.100%, a large amount of carbonitrides are formed, which deteriorates the bendability of the hot stamped steel. Therefore, the V content is set to 0.100% or less.
  • the content is preferably 0.070% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • Zr 0.005-0.100%
  • Zr has the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of hot stamped bodies by precipitation strengthening. Furthermore, it fixes N as nitrides, suppresses the formation of BN, and improves the hardenability of B. Therefore, Zr may be contained as necessary.
  • the Zr content is preferably 0.005% or more. The content is more preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more. On the other hand, if the Zr content exceeds 0.100%, a large amount of carbonitrides is generated, and the bendability of the hot stamped steel deteriorates. Therefore, the Zr content is set to 0.100% or less. The content is preferably 0.070% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • Ca 0.0005-0.0050%
  • Ca, Mg and REM have the effect of refining inclusions in steel and preventing the occurrence of cracks due to the inclusions during hot stamping. Therefore, one or more of these elements may be added as necessary.
  • the content of at least one of Ca, Mg and REM is 0.0005% or more. Contents of Ca, Mg and REM is more preferably 0.0010% or more.
  • the content of Ca, Mg or REM exceeds 0.0050% the effect of refining inclusions in the steel is saturated and the alloy cost increases.
  • the contents of Ca, Mg and REM are The contents of Ca, Mg and REM are preferably 0.0040% or less, 0.0030% or less and 0.0020% or less, respectively.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • Sb 0.0005-0.0200%
  • Sb may be added as necessary to suppress decarburization during hot rolling. By adding Sb, decarburization during hot rolling can be suppressed. This effect can be reliably achieved.
  • the Sn content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and even more preferably 0.0050% or more.
  • the Sb content is set to 0.0200% or less.
  • the Sb content is preferably set to 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less. The following is the result.
  • Pb 0.0003-0.0100%
  • Pb has the effect of suppressing the growth of austenite grains during the heating process of hot stamping, so it may be contained as necessary.
  • the Pb content is 0.0003
  • the Pb content is preferably 0.0005% or more.
  • the Pb content is set to 0.0100% or less.
  • the amount is preferably not more than 0.0080%.
  • the chemical composition of the hot stamped body may be measured by a general analytical method. For example, it may be measured by using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Note that C and S may be measured by a combustion-infrared absorption method, N by an inert gas fusion-thermal conductivity method, and O by an inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method. The chemical composition is analyzed after removing the diffusion layer and the Fe-Al alloy layer on the surface of the hot stamped body by mechanical grinding.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • the metal structure of the steel plate constituting the hot stamped body according to this embodiment is composed, by area percentage, of 90.0 to 100.0% martensite, 0.0 to 3.0% retained austenite, and a total of 0.0 to 10.0% of one or more of the following: ferrite, pearlite, bainite, and cementite.
  • the metal structure is specified at a position that is 1/4 of the thickness of the steel plate that constitutes the hot stamped body (the region from 1/8 of the thickness of the steel plate to 3/8 of the thickness of the steel plate from the surface). This is because the metal structure at this position represents a representative metal structure of the steel plate that constitutes the hot stamped body.
  • Martensite 90.0 to 100.0% Martensite is a structure that increases the strength of a hot stamped body. If the area ratio of martensite is less than 90.0%, the strength of the hot stamped body decreases. Therefore, the area ratio of martensite is set to 90.0% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 93.0% or more, 95.0% or more, or 97.0% or more. Since the area ratio of martensite is preferably as high as possible, the area ratio of martensite may be 100.0%.
  • Retained austenite 0.0 to 3.0% Although retained austenite is a structure that enhances the ductility of a hot stamped body, if the area fraction is too high, the strength of the hot stamped body decreases. If the area fraction of retained austenite exceeds 3.0%, the decrease in strength of the hot stamped body becomes significant. Therefore, the area fraction of retained austenite is set to 3.0% or less.
  • the area fraction of retained austenite is preferably 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and even more preferably 0.0%.
  • Remaining structure 0.0 to 10.0% in total
  • the remaining structure is one or more of ferrite, pearlite, bainite, and cementite.
  • the area ratio of the remaining structure is set to 10.0% or less in total.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably set to 7.0% or less, 5.0% or less, or 3.0% or less in total. Since the area ratio of the remaining structure is preferably as low as possible, the total area ratio of the remaining structure may be 0.0%.
  • the area ratio of each structure is measured by the following method.
  • a sample is cut out from the hot stamped compact so that a cross section perpendicular to the surface and 1/4 of the thickness can be observed (a region from 1/8 of the thickness from the surface to 3/8 of the thickness from the surface).
  • the cross section of the thickness of this sample is polished stepwise using silicon carbide paper from #600 to #1500, and then finished to a mirror surface using a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water, and then Nital etching is performed.
  • the reagent used is 2% Nital (2% nitric acid ethyl alcohol solution), and the sample is immersed in it for 10 seconds or less at room temperature.
  • a thermal field emission scanning electron microscope (e.g., JSM-7001F manufactured by JEOL Ltd.) is used to take secondary electron images in at least five fields of view at a position 1/4 of the plate thickness.
  • the acceleration voltage is 15 kV and the working distance is 10 mm.
  • An equally spaced grid is drawn on the backscattered electron image, and the structure at the grid points is identified. The number of grid points corresponding to each structure is found and divided by the total number of grid points to obtain the area ratio of each structure. The greater the total number of grid points, the more accurately the area ratio can be obtained.
  • the grid spacing is 2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m, and the total number of grid points is 1500.
  • the magnification can be selected so that the microstructure can be adequately determined, and a magnification of 2000 times is preferable.
  • the diffusion layer, Fe-Al alloy layer, and steel plate can be distinguished because they have different brightness in the backscattered electron image.
  • the area located at the center of the plate thickness in the backscattered electron image is the steel plate, and the area ratio of each structure is measured for this steel plate.
  • the backscattered electron image can be obtained by observing under the same conditions using the same electron microscope as the secondary electron image and switching the detector.
  • each tissue can be distinguished by the following methods. Ferrite can be identified as a phase that is roughly equiaxed grain and does not contain any internal carbides. The region where cementite precipitates in a lamellar form within the grains is determined to be pearlite. Granular regions with high brightness and a grain size (circle equivalent diameter) of 2 ⁇ m or less are judged to be cementite. The area where intragranular lath-like structure appears by etching is judged to be martensite. The following literature provides examples of martensite structure observation. Masashi Maki and Imao Tamura: Tetsu-to-Haganen, Vol. 67, No. 1, 1987, pp. 852-866.
  • the plate thickness cross section of this sample is polished stepwise using silicon carbide paper from #600 to #1500 in sequence, and then finished to a mirror surface using a dilution liquid such as alcohol or a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in pure water, and the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness is measured.
  • the test force is set to 98.07 N, and the average value of the five points is obtained. If the average value H of the Vickers hardness satisfies H(HV) ⁇ 764 ⁇ C+208, it can be determined that the area ratio of martensite is 90.0% or more. In this embodiment, when martensite cannot be clearly identified by image analysis or when there is doubt about the identification of the structure, the area ratio of martensite is determined by Vickers hardness.
  • the area fraction of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the integrated intensity of a total of five peaks, ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (200), ⁇ (220), and ⁇ (311) is determined using a Rigaku RINT-2200 and Mo-K ⁇ ray at a position 1/4 of the surface of the plate thickness cross section perpendicular to the surface (region 1/8 depth of plate thickness from the surface to 3/8 depth of plate thickness from the surface), and the volume fraction of retained austenite is calculated using the intensity averaging method. This volume fraction of retained austenite is regarded as the area fraction of retained austenite.
  • the area ratio of each texture is measured by tissue observation using secondary electron images and X-ray diffraction, so the total of the area ratios of each texture obtained by measurement may not be 100.0%. If the total of the area ratios of each texture obtained by the above method is not 100.0%, the area ratios of each texture are converted so that the total of the area ratios of each texture is 100.0%. For example, if the total of the area ratios of each texture is 103.0%, the area ratio of each texture is multiplied by "100.0/103.0" to obtain the area ratio of each texture.
  • the diffusion layer is disposed between the above-mentioned steel plate and the Fe-Al alloy layer described below.
  • the diffusion layer has a chemical composition, in mass%, of Al: more than 0.5% and less than 20.0%, Fe: more than 80.0% and less than 99.5%, and Si: 0.0 to 15.0%, the Cu concentration in the diffusion layer satisfies the following formulas (1) and (2), and the average thickness of the diffusion layer satisfies the following formula (3).
  • Cu d represents the Cu concentration in atomic % in the diffusion layer
  • Cu m represents the Cu concentration in atomic % in the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer.
  • Cu 0 indicates the Cu concentration in atomic % in the steel sheet.
  • Td represents the average thickness in ⁇ m of the diffusion layer
  • Tm represents the average thickness in ⁇ m of the Fe—Al alloy layer.
  • the diffusion layer is a layer in which Al is diffused into Fe, and the Al content in the diffusion layer is set to be more than 0.5%, and preferably, the Al content in the diffusion layer is 1.0% or more, and 5.0% or more.
  • the Al content in the diffusion layer is 20.0% or more, the Fe-Al phase and the ⁇ 1 phase are generated in the diffusion layer, and the desired diffusion layer cannot be obtained. Therefore, the Al content in the diffusion layer is set to less than 20.0%.
  • the Fe content in the diffusion layer must be greater than 80.0% and less than 99.5% in relation to the Al content.
  • the Si content in the diffusion layer is 0.0-15.0%. Since Si may or may not be contained in the diffusion layer, the lower limit of the Si content is 0.0%. However, if the Si content in the diffusion layer exceeds 15.0%, Fe-Al phase and ⁇ 1 phase will be generated in the diffusion layer, and the desired diffusion layer cannot be obtained.
  • the chemical composition of the diffusion layer may contain Al, Fe, and Si, as well as elements other than Cu described below, with the remaining elements (Zn, Cu, Na, K, Co, Ni, Mg, etc., and elements contained in the steel components) totaling less than 10.0%.
  • Fig. 1 is a schematic diagram showing an example of a cross section of a hot stamped body including an Fe-Al alloy layer, a diffusion layer, and a steel sheet.
  • the Fe-Al alloy layer contains an Fe-Al phase mainly containing Fe and Al, and a ⁇ 1 phase containing Si.
  • a diffusion layer exists between the Fe-Al alloy layer and the steel sheet.
  • the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer contains 40 to 60 mass % of Fe and 40 to 60 mass % of Al.
  • the present inventors have obtained the following findings regarding the diffusion layer.
  • a corrosion potential difference occurs between the diffusion layer and the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer present on the surface side of the diffusion layer, and a sacrificial corrosion protection effect can be obtained. This effect prevents corrosion pits from reaching the steel sheet, and the corrosion depth can be suppressed. As a result, the corrosion resistance of the hot stamped steel is improved.
  • the Cu concentration (Cu d ) in the diffusion layer is set to 0.025 atomic % or more.
  • the Cu concentration (Cu d ) in the diffusion layer is preferably 0.040 atomic % or more, 0.060 atomic % or more, or 0.100 atomic % or more.
  • the Cu concentration (Cu d ) in the diffusion layer is equal to or lower than the Cu concentration (Cu m ) in the Fe—Al phase in the Fe—Al alloy layer, the sacrificial corrosion protection effect of the Fe—Al phase in the Fe—Al alloy layer on the diffusion layer is not obtained. As a result, the corrosion resistance of the hot stamped body is deteriorated. Therefore, the Cu concentration (Cu d ) in the diffusion layer is set to exceed the Cu concentration (Cu m ) in the Fe—Al phase in the Fe—Al alloy layer.
  • the Cu concentration in the diffusion layer (Cu d ) is set to be less than the Cu concentration in the steel sheet (Cu 0 ).
  • the average thickness Td of the diffusion layer is set to 2.0 ⁇ m or more.
  • the average thickness Td of the diffusion layer is preferably 3.0 ⁇ m or more, and more preferably 4.0 ⁇ m or more.
  • the average thickness Td of the diffusion layer exceeds 0.8 ⁇ ( Td + Tm ) ( Td indicates the average thickness of the diffusion layer in ⁇ m, and Tm indicates the average thickness of the Fe-Al alloy layer in ⁇ m), the diffusion layer becomes too thick, making it difficult to generate a corrosion potential difference between the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer and the diffusion layer, and the sacrificial corrosion protection effect is not fully exhibited. As a result, the corrosion resistance of the hot stamped body deteriorates. Therefore, the average thickness Td of the diffusion layer is set to 0.8 ⁇ ( Td + Tm )( ⁇ m) or less.
  • the average thickness Td of the diffusion layer is preferably 0.7 ⁇ ( Td + Tm )( ⁇ m) or less, more preferably 0.6 ⁇ ( Td + Tm )( ⁇ m) or less.
  • the Fe—Al alloy layer is disposed on the diffusion layer.
  • the Fe—Al alloy layer is not particularly limited.
  • the Fe-Al alloy layer may include an Fe-Al phase mainly containing Fe and Al, and a ⁇ 1 phase containing Si.
  • the Fe-Al phase contains 40 to 60 mass% Fe and 40 to 60 mass% Al.
  • the ⁇ 1 phase contains 50 to 77 mass% Fe, 20 to 40 mass% Al, and 3 to 10 mass% Si.
  • the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer specifically refers to one or more of the FeAl 2 phase and the Fe 2 Al 5 phase, although there is no need to distinguish between them in this embodiment.
  • the chemical composition of the Fe-Al alloy layer may be Fe: 25-80% by mass, Al: 20-60% by mass, Si: 0-10%, and the balance: less than 5%.
  • the average thickness of the Fe-Al alloy layer is not particularly limited, but may be 5 to 60 ⁇ m.
  • the chemical compositions of the diffusion layer and the Fe—Al alloy layer, and the Cu concentration in the steel sheet are measured by the following methods.
  • a backscattered electron image is taken of a cross section of the plate thickness perpendicular to the surface of the hot stamped body by the same method as that used to measure the structural fraction of the metal structure of the steel plate constituting the hot stamped body.
  • the two layers arranged on the surface side and the steel plate which is the region located at the center of the plate thickness, are distinguished from each other based on the difference in brightness.
  • the layer arranged on the surface side is regarded as an Fe-Al alloy layer
  • the layer arranged between the Fe-Al alloy layer and the steel plate is regarded as a diffusion layer.
  • the element (Al, Fe, Si) is quantitatively analyzed by point analysis using an electron probe microanalyzer (EPMA, for example, "JXA-8530F” manufactured by JEOL Ltd.) for the thickness center part of the part regarded as the diffusion layer from the backscattered electron image.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • a device having a field emission type electron gun for example, "JXA-8530F” manufactured by JEOL Ltd.
  • the quantitative correction is performed using the ZAF correction method.
  • the content and concentration of each element are obtained by performing quantitative analysis for at least five points and calculating the average value from the obtained results.
  • the layer is determined to be a diffusion layer.
  • the Cu concentration is measured by the same method to obtain the Cu concentration (Cu d ) in atomic % in the diffusion layer.
  • the central portion of the portion that is determined to be an Fe-Al alloy layer from the backscattered electron image is subjected to quantitative analysis of each element by the same method as described above.
  • the layer that is determined to be an Fe-Al alloy layer show a chemical composition, in mass %, of Fe: 25-80 mass %, Al: 20-60 mass %, Si: 0-10%, and the balance: less than 5%
  • the layer is determined to be an Fe-Al alloy layer.
  • a region containing 40 to 60 mass % Fe and 40 to 60 mass % Al is identified from the results of the quantitative analysis. This region is identified as the Fe-Al phase.
  • the Cu concentration is measured by the same method as above to obtain the Cu concentration (Cu m ) in atomic % in the Fe-Al phase.
  • the Cu concentration in the central part of the part regarded as the steel sheet in the backscattered electron image (the central part of the steel sheet in the backscattered electron image) is measured by the same method as above to obtain the Cu concentration (Cu 0 ) in atomic % in the steel sheet.
  • the Fe-Al alloy layer, the diffusion layer, and the steel sheet are identified by the same method as that used to measure the chemical compositions of the diffusion layer and the Fe-Al alloy layer of the hot stamped body, and the Cu concentration in the steel sheet.
  • the layer thickness in the sheet thickness direction is measured on the backscattered electron image at 2 ⁇ m intervals in a direction perpendicular to the sheet thickness direction at a total of 25 locations (within a range of 50 ⁇ m in the direction perpendicular to the sheet thickness direction).
  • the average value of the obtained values at the 25 locations is calculated to obtain the average thickness of the diffusion layer.
  • the Fe-Al alloy layer is measured by the same method to obtain the average thickness of the Fe-Al alloy layer.
  • the plate thickness of the hot stamped steel according to this embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the vehicle body weight.
  • the tensile strength of the hot stamped steel according to this embodiment may satisfy the following criteria depending on the C content of the steel plate.
  • the tensile strength As described above, the effect of reducing the weight of the vehicle body can be further enhanced.
  • There is no particular upper limit to the tensile strength but if the tensile strength is too high, the bendability deteriorates, so the tensile strength may be 1700 MPa or less.
  • the tensile strength is determined by preparing a No. 5 test piece as described in JIS Z 2241: 2022 and following the test method as described in JIS Z 2241: 2022.
  • the tensile test piece is taken from the center position in the sheet width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction is the longitudinal direction.
  • any direction may be regarded as the rolling direction, and the direction perpendicular to the rolling direction may be regarded as the sheet width direction. If the hot stamped body is too small or has a complex shape to obtain a No.
  • a rectangular piece having a parallel portion of any width may be obtained, and a tensile test may be performed using the rectangular piece to obtain the tensile strength from the maximum test force and the original cross-sectional area of the parallel portion.
  • the position of the rectangular piece is not particularly limited as long as a rectangular (flat) piece can be obtained, but it is preferable to obtain the rectangular piece at the center of the flat portion where the strain is as small as possible.
  • the direction of the rectangular piece is the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction.
  • the hot stamped steel according to the present embodiment is evaluated for corrosion resistance after painting by the method specified in JASO M609-91 established by the Society of Automotive Engineers of Japan.
  • a sample is taken from the hot stamped compact, and a 70 mm long scratch is made with a cutter on the flat surface of the sample to which an electrodeposition coating film of 15 ⁇ m thickness is applied, and the sample is subjected to a cyclic corrosion test. After 120 cycles, the sample is taken out and immersed in a commercially available coating film remover (e.g., "CS-500" manufactured by Neos) for 30 minutes, and then the coating film is peeled off with a brush.
  • a commercially available coating film remover e.g., "CS-500” manufactured by Neos
  • the sample is then immersed in a 10% by volume aqueous solution of ammonium citrate containing an inhibitor for steel sheets (e.g., "Hibiron YA-9R" manufactured by Sugimura Chemical Industry Co., Ltd.), and rust formed on the corroded parts is removed with a brush.
  • the temperature of the liquid is 80 to 90° C., and the immersion time is about 30 to 60 minutes. If rust remains after one immersion, the immersion is repeated until the rust is removed.
  • the center of the 70 mm scratch is used as the boundary, and the maximum thickness reduction from the reference surface is measured every 35 mm of the scratch length.
  • the reference surface is the surface of the uncorroded area after the paint film is peeled off, regardless of whether it is plated or not. The average value of the two maximum thickness reductions obtained is calculated.
  • the obtained average value of the maximum thickness reduction can be evaluated according to the following criteria: When the evaluation is E, it can be determined that the hot stamped steel has particularly excellent corrosion resistance.
  • E Excellent: Less than 0.05 mm V (Very Good): 0.05 mm or more, less than 0.10 mm G (Good): 0.10 mm or more, less than 0.15 mm B (Bad): 0.15 mm or more
  • the aluminum-plated steel sheet for hot stamping comprises a steel sheet, an Fe-Al-Si alloy layer disposed on the steel sheet, and an Al-based plating layer disposed on the Fe-Al-Si alloy layer.
  • the metal structure of the steel sheet that constitutes the aluminum-plated steel sheet for hot stamping consists, by area percentage, of 20-95% ferrite and a total of 5-80% of one or more of the following: martensite, bainite, pearlite, and cementite.
  • the metal structure is specified at a position that is 1/4 of the thickness of the steel sheet that constitutes the aluminum-plated steel sheet for hot stamping (a region from 1/8 of the thickness of the steel sheet from the surface to 3/8 of the thickness of the steel sheet from the surface). This is because the metal structure at this position represents a representative metal structure of the steel sheet that constitutes the aluminum-plated steel sheet for hot stamping.
  • the area ratio of ferrite is set to 20% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 30% or more, 40% or more, 50% or more, or 60% or more.
  • the area ratio of ferrite is set to 95% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 90% or less, more preferably 80% or less.
  • Remaining tissue 5-80% in total
  • the remaining structure is one or more of martensite, bainite, pearlite, and cementite.
  • the remaining structure is set to 5 to 80% in total.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably set to 70% or less, 60% or less, 50% or less, or 40% or less in total.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably set to 10% or more, 20% or more in total.
  • the area ratio of each structure in the steel sheet that constitutes the aluminum-plated steel sheet for hot stamping is measured using the same method as for the hot stamped body.
  • the Al-based plating layer, the Fe-Al-Si alloy layer, and the steel sheet can be distinguished because they have different brightness and morphology in the backscattered electron image.
  • the area located at the center of the sheet thickness in the backscattered electron image is the steel sheet, and the area ratio of each structure is measured for this steel sheet.
  • the Fe-Al-Si alloy layer is disposed between the above-mentioned steel sheet and an Al-based plating layer described later.
  • the Fe-Al-Si alloy layer has a Cu content satisfying the following formula (4).
  • Cui represents the Cu concentration in atomic % in the Fe-Al-Si alloy layer
  • Cu 0 represents the Cu concentration in atomic % in the steel sheet.
  • FIG 2 is a schematic diagram showing an example of a cross section of an aluminum-plated steel sheet for hot stamping comprising an Al-based plating layer, an Fe-Al-Si alloy layer, and a steel sheet.
  • a needle-shaped Si phase is present in a phase mainly composed of Al.
  • an Fe-Al-Si alloy layer is present between the Al-based plating layer and the steel sheet.
  • the present inventors have obtained the following findings regarding the Fe-Al-Si alloy layer.
  • the Fe-Al-Si alloy layer grows by diffusion of Fe from the steel sheet through hot stamping, and becomes the Fe-Al alloy layer in the hot stamped body.
  • the Cu content in the Fe-Al alloy layer is high and there is no difference between the Cu content in the Fe-Al alloy layer and the Cu content in the diffusion layer, the sacrificial corrosion protection effect is not sufficiently obtained. As a result, the corrosion resistance of the hot stamped body deteriorates.
  • the Cu content in the Fe-Al-Si alloy layer that is the source of the Fe-Al alloy layer can be reduced, and the corrosion resistance of the hot stamped body can be improved.
  • the Cu concentration (Cu i ) in the Fe-Al-Si alloy layer exceeds 0.40 ⁇ Cu 0 (Cu 0 is the Cu concentration in atomic % in the steel sheet), the above-mentioned effect cannot be obtained, and the corrosion resistance of the hot stamped body deteriorates. Therefore, the Cu concentration (Cu i ) in the Fe-Al-Si alloy layer is set to 0.40 ⁇ Cu 0 (atomic %) or less.
  • the Cu concentration (Cu i ) in the Fe-Al-Si alloy layer is preferably 0.25 ⁇ Cu 0 (atomic %) or less, 0.15 ⁇ Cu 0 (atomic %) or less, or 0.10 ⁇ Cu 0 (atomic %) or less.
  • the Cu content Cu i in the Fe-Al-Si alloy layer may be 0.015 mass % or less, or 0.030 mass % or less.
  • the Cu content Cu i in the Fe-Al-Si alloy layer is preferably as low as possible, and the lower limit may be set to 0 atomic %.
  • the Fe-Al-Si alloy layer may contain, in mass %, Al: 40 to 70%, Fe: 20 to 50%, and Si: 5 to 20%, in addition to Cu.
  • the chemical composition of the Fe-Al-Si alloy layer is measured by the same method as that for the diffusion layer of the hot stamped body. Specifically, it is measured by the following method. First, a backscattered electron image is taken in the same manner as for the diffusion layer of the hot stamped body.
  • the steel sheet is identified as the region located at the center of the sheet thickness, and the layer disposed on the most surface is regarded as the Al-based plating layer, and the layer disposed between the Al-based plating layer and the steel sheet is regarded as the Fe-Al-Si alloy layer.
  • a quantitative analysis is performed using EPMA on the thickness center portion of the layer regarded as the Fe-Al-Si alloy layer from the backscattered electron image.
  • the measurement result of the layer regarded as the Fe-Al-Si alloy layer shows a chemical composition, in mass %, of Al: 40-70%, Fe: 20-50%, and Si: 5-20%, the layer is determined to be the Fe-Al-Si alloy layer.
  • the average thickness of the Fe-Al-Si alloy layer is not particularly limited, but may be 2 to 10 ⁇ m.
  • the average thickness of the Fe-Al-Si alloy layer is measured using the same method as for the diffusion layer of the hot stamped body.
  • Al-based plating layer The Al-based plating layer is disposed on the above-mentioned Fe-Al-Si alloy layer. As described above, the Al-based plating layer has a needle-shaped Si phase in a phase mainly composed of Al.
  • the overall chemical composition of the Al-based plating layer is, in mass%, Al: 85.0 to 95.0%, Si: 5.0 to 15.0%.
  • the Al content in the Al-based plating layer is less than 85.0%, the corrosion resistance after hot stamping (corrosion resistance in the hot stamped body) deteriorates. Therefore, the Al content is set to 85.0% or more.
  • the Al content is preferably 88.0% or more.
  • the Al content in the Al-based plating layer exceeds 95.0%, the plating adhesion deteriorates. Therefore, the Al content is set to 95.0% or less.
  • the Al content is preferably 92.0% or less.
  • the Si content in the Al-based plating layer is less than 5.0%, the plating adhesion deteriorates. Therefore, the Si content is set to 5.0% or more, and preferably 7.0% or more. On the other hand, if the Si content in the Al-based plating layer exceeds 15.0%, the plating adhesion deteriorates. Therefore, the Si content is set to 15.0% or less. The Si content is preferably 13.0% or less.
  • the chemical composition of the Al-based plating layer may contain elements other than Al and Si, such as 0.1-10.0% Fe, 0.1-45.0% Zn, and the remainder (Cu, Na, K, Co, Ni, Mg, etc.) totaling less than 0.5%.
  • the chemical composition of the Al-based plating layer can be measured using the same method as for the chemical composition of the diffusion layer of the hot stamped body.
  • the average thickness of the Al-based plating layer is not particularly limited, but may be 5 to 50 ⁇ m.
  • the average thickness of the Al-based plating layer is measured using the same method as for the diffusion layer of the hot stamped body.
  • the sheet thickness of the aluminum-plated steel sheet for hot stamping according to this embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body.
  • the aluminum-plated steel sheet for hot stamping according to the present embodiment can be stably produced by the production method including the following steps.
  • the temperatures described below refer to the surface temperatures of the slab or steel plate.
  • a preferred method for producing the aluminum-plated steel sheet for hot stamping includes the following steps.
  • Rough rolling is performed so that the total interpass time in the temperature range of 1050 to 1150° C. is 120 seconds or less.
  • the steel sheet is immersed in the plating bath for an immersion time t (seconds) that satisfies the following formula (5) and is 8.00 seconds or less, thereby imparting plating to the surface of the steel sheet.
  • t immersion time
  • Rough rolling is performed so that the total interpass time in the temperature range of 1050 to 1150° C. is 120 seconds or less.
  • Cu contained in the steel sheet is unlikely to be contained in the scale, and therefore concentrates near the surface of the steel sheet in the temperature range of 1050 to 1150°C during rough rolling. If plating is applied to a steel sheet with Cu concentrated near the surface, the Cu content of the Fe-Al-Si alloy layer of the aluminum-plated steel sheet for hot stamping will be high. Therefore, the total interpass time in the temperature range of 1050 to 1150°C, where Cu is likely to concentrate near the surface of the steel sheet, is shortened.
  • the interpass time can be adjusted by controlling the shipping speed of the steel sheet.
  • the total interpass time in the temperature range of 1050 to 1150°C is set to 120 seconds or less.
  • the total interpass time is preferably 100 seconds or less, 80 seconds or less, or 60 seconds or less.
  • the conditions for slab heating before rough rolling, finish rolling after rough rolling, cold rolling, etc. are not particularly limited and may be performed according to conventional methods. That is, for example, slab heating is performed in the range of 1100 to 1350°C, and after the above-mentioned rough rolling, finish rolling is performed as hot rolling with 4 to 8 stages, a total reduction of all stages (total reduction) of 70 to 98%, an entry temperature for finish rolling of 900 to 1200°C, and a finish rolling completion temperature of 800 to 1100°C.
  • the steel sheet after hot rolling is pickled, and cold rolling is performed with a reduction of 30 to 85%.
  • the steel sheet is immersed in the plating bath so that the immersion time t (seconds) satisfies the above formula (5). If the immersion time t (seconds) is longer than the right side of the above formula (5), the Cu content in the Fe-Al-Si alloy layer of the aluminum-plated steel sheet for hot stamping becomes high. If the immersion time t (seconds) is shorter than the left side of the above formula (5), the Fe-Al-Si alloy layer is not sufficiently generated, and the adhesion of the Al-based plating layer deteriorates. If the immersion time t (seconds) is longer than 8.00 seconds, the Fe-Al-Si alloy layer grows too much, and powdering of the plating is likely to occur during processing such as blanking.
  • Annealing may be performed before plating, and the conditions are not particularly limited.
  • the plating bath temperature is not particularly limited, but may be, for example, in the temperature range of 620 to 720° C.
  • the plating bath temperature is more preferably in the temperature range of 650 to 690° C.
  • the plating bath composition is not particularly limited, but may have a Si concentration of 5 to 15 mass %, an Fe concentration of 0 to 5 mass %, and the balance being Al and less than 0.5 mass % of impurities.
  • the aluminum-plated steel sheet for hot stamping according to this embodiment can be stably manufactured.
  • a preferred method for producing the hot stamped product according to this embodiment using the aluminum-plated steel sheet for hot stamping described above will be described.
  • the hot stamped body according to this embodiment can be manufactured by hot stamping the above-mentioned aluminum-plated steel sheet for hot stamping.
  • the hot stamped product is preferably produced by heating an aluminum-plated steel sheet for hot stamping to a temperature range of Ac 3 (° C.) or more, quickly transporting it onto a die, and performing hot stamping in a temperature range of Ar 3 (° C.) or more. Thereafter, it is preferable to cool the steel sheet in the die at an average cooling rate of 30° C./s or more by heat transfer between the steel sheet and the die.
  • Ac 3 (° C.) can be calculated by the following formula.
  • the element symbol indicates the content of the element in mass %, and 0 is substituted when the element is not contained.
  • the metal structure of the steel sheet can be sufficiently austenitized.
  • a desired amount of martensite can be obtained by cooling, which will be described later. Therefore, it is preferable that the heating temperature before hot stamping is in a temperature range of Ac 3 (° C.) or more.
  • the holding time in the temperature range of Ac 3 (°C) or higher may be 0.1 minutes (6 seconds) to 30.0 minutes.
  • the hot stamping start temperature (forming start temperature) is set to a temperature range of Ar 3 (° C.) or more.
  • the desired amount of martensite can be obtained by cooling at an average cooling rate of 30°C/s or more after hot stamping. Therefore, it is preferable to cool at an average cooling rate of 30°C/s or more after hot stamping.
  • the manufacturing method described above allows for the stable manufacture of the hot stamped body according to this embodiment.
  • the conditions in the embodiment are merely an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this example of conditions.
  • Various conditions may be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and achieve the object of the present invention.
  • the metal structure of the steel sheets, the chemical composition of the Fe-Al-Si alloy layer and the average thickness thereof were analyzed, and the chemical composition of the Al-based plating layer and the average thickness thereof were measured, all by the methods described above.
  • the chemical composition of the Fe-Al-Si alloy layer other than Cu was Al: 40-70%, Fe: 20-50%, Si: 5-20%, the average thickness was 2-10 ⁇ m, and the average thickness of the Al-based plating layer was 5-50 ⁇ m.
  • the coating adhesion was insufficient in the aluminum-plated steel sheet for hot stamping, and the desired Fe-Al-Si alloy layer was not formed.
  • the coating adhesion was evaluated by performing close bending according to the press bending method described in JIS Z 2248 (2014), and visually checking whether the coating peeled off at the bent part. Since the coating peeled off in Production No. 78, it was determined that the coating adhesion was insufficient.
  • hot stamping was performed under the conditions shown in Tables 5A to 5C using the aluminum-plated steel sheet for hot stamping.
  • hot stamping was performed by sandwiching a flat aluminum-plated steel sheet for hot stamping between water-cooled dies and applying pressure of 20 MPa for 10 seconds.
  • the aluminum-plated steel sheet for hot stamping was heated to a temperature range of Ac 3 (°C) or more, quickly transported onto a water-cooled die, sandwiched in a temperature range of Ar 3 (°C) or more, and cooled in the water-cooled die at an average cooling rate of 30°C/s or more.
  • the plate thickness of the obtained hot stamped body was 0.5 to 3.5 mm.
  • the water-cooled die here refers to a die having a water channel in the die and flowing cooling water through the water channel to suppress the temperature rise of the die.
  • the "other" value for the diffusion layer in the table also includes the Cu concentration (mass %) in the diffusion layer.
  • Production Nos. 68 to 71 were hot stamped under the following conditions.
  • Production No. 68 An aluminum-plated steel sheet for hot stamping was heated to 870°C, held for 5 seconds, and then quickly transported to a water-cooled mold, sandwiched at 780°C, and cooled in the water-cooled mold at an average cooling rate of 30°C/s or more.
  • a desired amount of martensite was obtained in the metal structure of the steel sheet of the hot stamped body, but a diffusion layer could not be sufficiently generated because the holding time in the temperature range of Ac 3 point or higher was short.
  • An aluminum-plated steel sheet for hot stamping was heated to 950°C, held for 300 seconds, and then quickly transported to a water-cooled mold, sandwiched at 780°C, and cooled in the water-cooled mold at an average cooling rate of 30°C/s or more.
  • the desired amount of martensite was obtained in the metal structure of the steel sheet of the hot stamped body, but the heating temperature and holding time were inappropriate for generating a diffusion layer of the desired thickness.
  • Production No. 70 The aluminum-plated steel sheet for hot stamping was heated to 750°C, held for 20 seconds, and then quickly transported to a water-cooled mold, sandwiched at 600°C, and cooled in the water-cooled mold at an average cooling rate of 30°C/s or more.
  • the heating temperature and the temperature at which hot stamping was performed were low. In this example, a diffusion layer was not formed, so the diffusion layer could not be analyzed.
  • Production No. 71 The aluminum-plated steel sheet for hot stamping was heated to 950°C, held for 70 seconds, pressed with a normal die in a clamp press at a press speed of 20 spm, and then air-cooled to room temperature. The average cooling rate at this time was less than 30°C/s.
  • Production No. 82 The aluminum-plated steel sheet for hot stamping was heated to 900°C, held for 32 minutes, and then quickly transferred to a water-cooled mold, sandwiched at 780°C, and cooled in the water-cooled mold at an average cooling rate of 30°C/s or more.
  • the diffusion layer was too thick, making it difficult to generate a corrosion potential difference between the Fe-Al phase in the Fe-Al alloy layer and the diffusion layer, and the sacrificial anticorrosion effect was not fully expressed. As a result, the corrosion resistance of the hot stamped body was deteriorated.
  • the hot stamped bodies obtained were subjected to the above-mentioned methods: metal structure observation of the steel plate, analysis of the chemical composition of the diffusion layer and measurement of the average thickness, and analysis of the chemical composition of the Fe-Al alloy layer and measurement of the average thickness. Tensile tests and corrosion resistance evaluations were also performed using the above-mentioned methods.
  • the Fe-Al alloy layer contained an Fe-Al phase containing 40-60 mass% Fe and 40-60 mass% Al, and a ⁇ 1 phase containing 50-77 mass% Fe, 20-40 mass% Al, and 3-10% Si.
  • the Fe-Al alloy layer had an average thickness of 5-60 ⁇ m, and a chemical composition of Fe: 25-80 mass%, Al: 20-60 mass%, Si: 0-10%, and the balance: less than 5%.
  • the Al-based plating layer had an average thickness of 5-50 ⁇ m.
  • the tensile strength was evaluated according to the following criteria.
  • the hot stamped body was judged to have passed as having high strength.
  • the hot stamped body was judged to have not passed as having high strength.
  • the average value of the maximum thickness reduction obtained was evaluated according to the following criteria: When the evaluation was E, the hot stamped steel sheet was judged to have particularly excellent corrosion resistance.
  • E Excellent: Less than 0.05 mm V (Very Good): 0.05 mm or more, less than 0.10 mm G (Good): 0.10 mm or more, less than 0.15 mm B (Bad): 0.15 mm or more
  • the above-mentioned aspects of the present invention can provide a hot stamped body having high strength and excellent corrosion resistance, as well as an aluminum-plated steel sheet for hot stamping from which this hot stamped body can be manufactured.

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Abstract

本発明は、ホットスタンプ成形体、及びこのホットスタンプ成形体の製造に用いることができるホットスタンプ用アルミめっき鋼板を提供する。　本発明のホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有する鋼板と、鋼板上に配された拡散層と、拡散層上に配されたＦｅ－Ａｌ合金層とからなり、前記拡散層の化学組成は、質量％で、Ａｌ：０．５％超２０．０％未満、Ｆｅ：８０．０％超９９．５％未満、Ｓｉ：０．０～１５．０％とするもので、前記拡散層中のＣｕ濃度は、所定の関係式（１）及び（２）を満たし、前記拡散層の平均厚さは、所定の関係式（３）を満たすものである。　また、本発明のホットスタンプ用アルミめっき鋼板は、所定の化学組成を有する鋼板と、前記鋼板上に配されたＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層と、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層上に配されたＡｌ系めっき層とからなり、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ含有量は、所定の関係式（４）を満たすものである。

Description

ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ用アルミめっき鋼板
　本発明は、ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ用アルミめっき鋼板に関する。
　本願は、２０２３年２月１６日に、日本に出願された特願２０２３－０２２７２４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、車体部品への高強度鋼板の適用が加速している。車体部品はプレス成形によって製造される。車体部品を構成する鋼板の高強度化に伴い、プレス成形時の成形荷重が増加するだけでなく、成形性が低下する。そのため、高強度鋼板をプレス成形する場合、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。
　上記のような課題を解決するため、鋼板が軟質化するオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプ技術の適用が進められている。ホットスタンプは、プレス成形と同時に、金型内において焼入れ処理を実施することで、車体部品への成形と強度確保とを両立する技術として注目されている。
　車体軽量化のために薄肉化された鋼板が車体部品に適用された際、車体部品としての使用中に腐食して鋼板が減肉した場合には、車体部品としての性能が低下してしまう。腐食による性能低下を防ぐために、鋼板にアルミめっきを付与した、アルミめっき鋼板が車体部品に適用されている。
　例えば、特許文献１には、鋼の表面にＡｌを主体とし、Ｓｉ：１～１５％、Ｍｇ：０．５～１０％を含有するＡｌ系金属被覆を有することを特徴とする、耐熱性、耐食性に優れたホットプレス用アルミ系めっき鋼板が開示されている。
日本国特開２００３－０３４８４５号公報
　更なる薄肉化による車体軽量化を実現するために、アルミめっき鋼板においてより耐食性を高めることが求められている。
　本発明は上記実情に鑑みてなされたものである。本発明は、高い強度および優れた耐食性を有するホットスタンプ成形体、並びに、このホットスタンプ成形体を製造することができるホットスタンプ用アルミめっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、
　鋼板と、
　前記鋼板上に配された拡散層と、
　前記拡散層上に配されたＦｅ－Ａｌ合金層とからなり、
　前記鋼板の化学組成が、質量％で
Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０１０～２．０００％、
Ｍｎ：０．８０～３．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．５００％、
Ｎ　：０．０００１～０．０１５０％、
Ｏ　：０．１０００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｂ　：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｕ：０．０５０～３．０００％、
Ａｓ：０．０００５～１．００００％、
Ｃｒ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～３．０００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｗ　：０～３．００００％、
Ｓｎ：０～０．５０００％、
Ｎｂ：０～０．１０００％、
Ｖ　：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５０％、
Ｓｂ：０～０．０２００％、および
Ｐｂ：０～０．０１００％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　前記鋼板の金属組織が、面積％で、
　　９０．０～１００．０％のマルテンサイトと、
　　０．０～３．０％の残留オーステナイトと、
　　合計で０．０～１０．０％のパーライト、ベイナイトおよびセメンタイトの１種または２種以上とからなり、
　前記拡散層は、化学組成が、質量％で、
　　Ａｌ：０．５％超、２０．０％未満、
　　Ｆｅ：８０．０％超、９９．５％未満、
　　Ｓｉ：０．０～１５．０％であり、
　前記拡散層中のＣｕ濃度が下記式（１）および（２）を満たし、
　前記拡散層の平均厚さが下記式（３）を満たし、
　前記Ｆｅ－Ａｌ合金層は、Ｆｅ含有量が質量％で４０～６０質量％であり、Ａｌ含有量が質量％で４０～６０％であるＦｅ－Ａｌ相を含む。
　　０．０２５≦Ｃｕｄ　…（１）
　　Ｃｕｍ＜Ｃｕｄ＜Ｃｕ０　…（２）
　　２．０≦Ｔｄ≦０．８×（Ｔｄ＋Ｔｍ）　…（３）
　ただし、前記式（１）および（２）において、Ｃｕｄは前記拡散層中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕｍは前記Ｆｅ－Ａｌ合金層における前記Ｆｅ－Ａｌ相中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕ０は前記鋼板中の原子％でのＣｕ濃度を示す。
　前記式（３）において、Ｔｄは前記拡散層の単位μｍでの平均厚さを示し、前記Ｔｍは前記Ｆｅ－Ａｌ合金層の単位μｍでの平均厚さを示す。
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０２０～１．０００％、
Ｍｏ：０．００８～１．０００％、
Ｎｉ：０．００５～３．０００％、
Ｃｏ：０．０００５～０．５０００％、
Ｗ　：０．０００５～３．００００％、
Ｓｎ：０．０００５～０．５０００％、
Ｎｂ：０．０００２～０．１０００％、
Ｖ　：０．００５～０．１００％、
Ｚｒ：０．００５～０．１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％、
Ｓｂ：０．０００５～０．０２００％、および
Ｐｂ：０．０００３～０．０１００％
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板は、
　鋼板と、
　前記鋼板上に配されたＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層と、
　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層上に配されたＡｌ系めっき層とからなり、
　前記鋼板の化学組成が、質量％で
Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０１０～２．０００％、
Ｍｎ：０．８０～３．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．５００％、
Ｎ　：０．０００１～０．０１５０％、
Ｏ　：０．１０００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｂ　：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｕ：０．０５０～３．０００％、
Ａｓ：０．０００５～１．００００％、
Ｃｒ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～３．０００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｗ　：０～３．００００％、
Ｓｎ：０～０．５０００％、
Ｎｂ：０～０．１０００％、
Ｖ　：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５０％、
Ｓｂ：０～０．０２００％、および
Ｐｂ：０～０．０１００％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　前記鋼板の金属組織が、面積％で、
　　２０～９５％のフェライトと、
　　合計で５～８０％のマルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種以上とからなり、
　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ濃度が下記式（４）を満たし、
　前記Ａｌ系めっき層は、化学組成が、質量％で、
　Ａｌ：８５．０～９５．０％、
　Ｓｉ：５．０～１５．０％である。
　　Ｃｕｉ≦０．４０×Ｃｕ０　…（４）
　ただし、前記式（４）中のＣｕｉは前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕ０は前記鋼板中の原子％でのＣｕ濃度を示す。
［４］上記［３］に記載のホットスタンプ用アルミめっき鋼板は、
　前記鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０２０～１．０００％、
Ｍｏ：０．００８～１．０００％、
Ｎｉ：０．００５～３．０００％、
Ｃｏ：０．０００５～０．５０００％、
Ｗ　：０．０００５～３．００００％、
Ｓｎ：０．０００５～０．５０００％、
Ｎｂ：０．０００２～０．１０００％、
Ｖ　：０．００５～０．１００％、
Ｚｒ：０．００５～０．１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％、
Ｓｂ：０．０００５～０．０２００％、および
Ｐｂ：０．０００３～０．０１００％
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた耐食性を有するホットスタンプ成形体、並びに、このホットスタンプ成形体を製造することができるホットスタンプ用アルミめっき鋼板を提供することができる。
Ｆｅ－Ａｌ合金層、拡散層および鋼板を備えるホットスタンプ成形体の断面の一例を示す模式図である。 Ａｌ系めっき層、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層および鋼板を備えるホットスタンプ用アルミめっき鋼板の断面の一例を示す模式図である。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体およびホットスタンプ用アルミめっき鋼板について詳細に説明する。
　［ホットスタンプ成形体］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、鋼板と、前記鋼板上に配された拡散層と、前記拡散層上に配されたＦｅ－Ａｌ合金層とからなる。
　鋼板
　まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０１０～２．０００％、Ｍｎ：０．８０～３．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１～０．５００％、Ｎ：０．０００１～０．０１５０％、Ｏ：０．１０００％以下、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｃｕ：０．０５０～３．０００％、Ａｓ：０．０００５～１．００００％、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する。
　以下、各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．０５０～０．２５０％
　Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度に大きく影響する元素である。Ｃ含有量が０．０５０％未満であると、ホットスタンプ成形体の強度が低くなる。そのため、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．０７０％以上、０．０９０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２５０％超であると、ホットスタンプ成形体の強度が高くなりすぎて、自動車が衝突した際に破断が生じやすくなる。そのため、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．２５０％未満、０．２４９％以下、０．２４７％以下、０．２４５％以下であり、より好ましくは、０．２４０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１０～２．０００％
　Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を有しており、ホットスタンプ焼入れ時のオートテンパーによる強度低下を抑える効果がある。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では上記効果が得られず、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０２０％以上、０．０３０％以上、０．１５０％以上または０．２００％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超であると、表面スケールの問題が生じる。すなわち、熱間圧延時に生成するスケールを酸洗した後に、表面凹凸に起因した模様が発生して、表面外観が劣位となる。また、ホットスタンプ用鋼板（アルミめっき付与前の鋼板）の表面にめっき処理を行う場合は、めっき性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．７００％以下、１．５００％以下、１．４５０％以下であり、より好ましくは、１．０００％以下、０．８００％以下である。
　Ｍｎ：０．８０～３．００％
　Ｍｎは、ホットスタンプ成形体の強度および鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．００％以上、１．２０％以上、１．４０％以上である。
　一方、３．００％を超えてＭｎを含有させても上記効果が飽和するとともに、ホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、２．８０％以下、２．６０％以下であり、より好ましくは２．４０％以下、２．００％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％超であると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０８０％以下、０．０５０％以下である。
　Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を過度に低減すると精錬コストが増加するため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響してホットスタンプ成形体の靭性を劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下、０．００５０％以下である。
　Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を過度に低減すると脱硫工程の製造コストが増加するため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ａｌ：０．００１～０．５００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われる元素である。脱酸が不十分であると、過剰に生成した酸化物によりホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。溶鋼を十分に脱酸させるために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１０％以上、０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、非金属介在物が多く形成され、ホットスタンプ成形体において表面疵が発生しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．３００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下である。
　Ｎ：０．０００１～０．０１５０％
　Ｎ含有量が０．０１５０％超であると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の靭性が著しく劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１５０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、０．００８０％以下である。
　Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは、０．０００５％以上、０．００１０％以上である。
　Ｏ：０．１０００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成する。その結果、ホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。そのため、Ｏ含有量は０．１０００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下または０．００５０％以下である。
　Ｏ含有量の下限は特に規定しないが、０％であってもよい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよい。
　Ｔｉ：０．００５～０．１００％
　Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を高める。さらに、Ｔｉは、Ｎを窒化物として固定してＢＮ生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果を発現させる効果がある。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であると、上記効果を得ることができず、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上または０．０３０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超であると、多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０８０％以下または０．０７０％以下である。
　Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは、ホットスタンプ中あるいはホットスタンプ後の冷却での焼入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。Ｂ含有量が０．０００５％未満であると、上記効果を得ることができず、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．０００７％以上、０．００１０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．００５０％超であると、上記効果が飽和するとともに、熱間圧延時に割れが生じる場合がある。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００４０％以下または０．００３０％以下である。
　Ｃｕ：０．０５０～３．０００％
　Ｃｕは、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の耐食性を高める元素である。また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、拡散層に所望量のＣｕを含有させることで、耐食性をより高めることができる。Ｃｕ含有量が０．０５０％未満であると、拡散層に所望量のＣｕを含有させることができず、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化する。また、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板自体の耐食性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは、０．０７０％以上、０．１００％以上、０．１２０％以上、０．１５０％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が３．０００％を超えると、熱間圧延後、冷間圧延後または焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解を遅らせて焼入れ性が低下する。その結果、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は３．０００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは、２．８００％以下、２．６００％以下である。
　Ａｓ：０．０００５～１．００００％
　Ａｓは、粒界移動を阻害して粒成長を抑制する効果がある。これにより、焼鈍後のフェライト粒径およびホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を小さくすることで、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる。Ａｓ含有量が０．０００５％未満であると、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ａｓ含有量は０．０００５％以上とする。Ａｓ含有量は、好ましくは、０．００５０％以上である。
　一方、Ａｓ含有量が１．００００％超であると、熱間での延性が低下して、鋳造時及び熱間圧延時に割れが生じる。そのため、Ａｓ含有量は１．００００％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは、０．５０００％以下、０．１０００％以下、０．０１００％以下である。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体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の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　Ｃｒ：０．０２０～１．０００％
　Ｍｏ：０．００８～１．０００％
　Ｎｉ：０．００５～３．０００％
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果がある。また、これらの元素はホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、これらの元素の１種または２種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０２０％以上とする、Ｍｏ含有量を０．００８％以上とする、あるいは、Ｎｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０４０％以上、０．１００％以上である。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上である。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量またはＭｏ含有量が１．０００％を超えると、あるいはＮｉ含有量が３．０００％を超えると、熱間圧延後、冷間圧延後または焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解を遅らせて焼入れ性が低下する場合がある。その結果、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。そのため、ＣｒおよびＭｏの含有量はそれぞれ１．０００％以下とし、Ｎｉ含有量は３．０００％以下とする。ＣｒおよびＭｏの含有量はそれぞれ、好ましくは、０．７００％以下、０．５００％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは、２．０００％以下、１．５００％以下である。
　Ｃｏ：０．０００５～０．５０００％
　Ｃｏは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。上記の効果を確実に発揮させるためには、Ｃｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上、０．００２０％以上である。
　一方、Ｃｏ含有量が０．５０００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下とする。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、０．４０００％以下である。
　Ｗ：０．０００５～３．００００％
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、ホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素である。また、Ｗは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＷを含有させてもよい。これらの効果を確実に発揮させるためには、Ｗ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上、０．００３０％以上である。
　一方、Ｗ含有量が３．００００％超であると、熱間加工性が劣化して生産性が低下する場合またはホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は３．００００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは、２．５０００％以下、２．００００％以下である。
　Ｓｎ：０．０００５～０．５０００％
　Ｓｎはホットスタンプ成形体の耐食性を向上する効果を有する。そのため、必要に応じてＳｎを含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｓｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上、０．００３０％以上、０．００５０％以上である。
　一方、０．５０００％超のＳｎを含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は０．５０００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは、０．４０００％以下、０．３０００％以下、０．２０００％以下である。
　Ｎｂ：０．０００２～０．１０００％
　Ｎｂは、固溶元素として組織を細粒化することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める。そのため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００３０％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１０００％超であると、多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０８００％以下または０．０７００％以下である。
　Ｖ：０．００５～０．１００％
　Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。さらに、固溶元素としても組織を細粒化することで、ホットスタンプ成形体の強度および曲げ性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＶを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上である。
　一方、Ｖ含有量が０．１００％超であると、多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは、０．０７０％以下、０．０５０％以下である。
　Ｚｒ：０．００５～０．１００％
　Ｚｒは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。さらに、Ｎを窒化物として固定してＢＮ生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果を発現させる効果がある。そのため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上である。
　一方、Ｚｒ含有量が０．１００％超であると、多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｚｒ含有量は０．１００％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは、０．０７０％以下、０．０５０％以下である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてこれらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．００１０％以上である。
　一方、Ｃａ、ＭｇまたはＲＥＭの含有量が０．００５０％を超えると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５０％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ、好ましくは、０．００４０％以下、０．００３０％以下、０．００２０％以下である。
　なお、本実施形態においてＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計の含有量を指す。
　Ｓｂ：０．０００５～０．０２００％
　Ｓｂは、熱間での脱炭を抑制するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｂを含有させることにより、熱間圧延時における脱炭を抑制することができる。この効果を確実に発揮させるためには、Ｓｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上、０．００５０％以上である。
　一方、Ｓｂ含有量を０．０２００％超としても上記効果が飽和するため、Ｓｂ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは、０．０１５０％以下、０．０１００％以下である。
　Ｐｂ：０．０００３～０．０１００％
　Ｐｂは、ホットスタンプの加熱工程にてオーステナイト粒の成長を抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｐｂ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｐｂ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。
　一方、Ｐｂ含有量を０．０１００％超とすると熱間延性が低下して熱延工程にて表面疵を発生させる懸念が生じる。そのため、Ｐｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｐｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
　上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）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、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　なお、機械研削により、ホットスタンプ成形体の表面の拡散層、Ｆｅ－Ａｌ合金層を除去してから、化学組成の分析を行う。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の金属組織について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の金属組織は、面積％で、９０．０～１００．０％のマルテンサイトと、０．０～３．０％の残留オーステナイトと、合計で０．０～１０．０％のフェライト、パーライト、ベイナイトおよびセメンタイトの１種または２種以上とからなる。
　なお、本実施形態では、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の板厚の１／４位置（鋼板の表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）の金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織がホットスタンプ成形体を構成する鋼板の代表的な金属組織を示すためである。
　マルテンサイト：９０．０～１００．０％
　マルテンサイトはホットスタンプ成形体の強度を高める組織である。マルテンサイトの面積率が９０．０％未満であると、ホットスタンプ成形体において強度が低下する。そのため、マルテンサイトの面積率は９０．０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは、９３．０％以上、９５．０％以上、９７．０％以上である。マルテンサイトの面積率は高い程好ましいため、マルテンサイトの面積率は１００．０％であってもよい。
　残留オーステナイト：０．０～３．０％
　残留オーステナイトはホットスタンプ成形体の延性などを高める組織であるが、面積率が高すぎるとホットスタンプ成形体の強度が低下する。残留オーステナイトの面積率が３．０％超であると、ホットスタンプ成形体の強度の低下が顕著となる。そのため、残留オーステナイトの面積率は３．０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、より一層好ましくは０．０％である。
　残部組織：合計で０．０～１０．０％
　残部組織は、フェライト、パーライト、ベイナイトおよびセメンタイトの１種または２種以上である。マルテンサイトの面積率との関係から、残部組織の面積率は、合計で１０．０％以下とする。残部組織の面積率は、合計で、７．０％以下、５．０％以下、３．０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は低い程好ましいため、残部組織の面積率の合計は０．０％であってもよい。
　各組織の面積率は以下の方法により測定する。
　ホットスタンプ成形体から、表面に直角な板厚断面であり、板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）が観察できるようにサンプルを切り出す。このサンプルの板厚断面を＃６００から＃１５００までの炭化珪素ペーパーを順次使用して段階的に研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液または純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ナイタールエッチングを施す。試薬は２％ナイタール（２％硝酸エチルアルコール溶液）を用い、室温にて１０秒以下の時間で試料を浸漬した。
　次いで、サンプル断面の、板厚方向に直角な方向の任意の位置において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、日本電子社製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、板厚の１／４位置において、少なくとも５視野における二次電子像を撮影する。加速電圧は１５ｋＶ、ワーキングディスタンスは１０ｍｍとする。反射電子像上に等間隔の格子を描き、格子点における組織を同定する。各組織に該当する格子点数を求め、総格子点数で除することにより、各組織の面積率を得る。総格子点数が多いほど面積率を正確に求めることができる。本実施形態では、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。倍率はミクロ組織が十分判断できるものを選定すればよく、２０００倍とすることが好ましい。
　なお、拡散層と、Ｆｅ－Ａｌ合金層と、鋼板とは反射電子像において輝度が異なるため区別することができる。反射電子像において最も板厚中心に位置する領域が鋼板であり、この鋼板について各組織の面積率の測定を行う。反射電子像は二次電子像と同じ電子顕微鏡を用い、同じ条件にて観察し、検出器を切り替えることにより取得することができる。
　二次電子像の画像解析において、各組織は以下の方法で判別することができる。
　フェライトは、おおよそ等軸な粒子であり内部に炭化物を含まない相として判別することができる。
　粒内にセメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。
　輝度が大きく粒径（円相当直径）が２μｍ以下の粒状の領域をセメンタイトと判断する。
　粒内にラス状の組織がエッチングにより出現している領域をマルテンサイトと判断する。マルテンサイト組織の観察例として、以下の文献が挙げられる。
　牧正志、田村今男：鉄と鋼　６７巻，１号，１９８７年　８５２～８６６ページ。
　須藤一、田村今男、西澤泰二：金属組織学、丸善株式会社発行、１９７７年、１７０ページ。
　Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ：　Ｔｈｅ　Ｐｈｙｓｉｃａｌ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　ｏｆ　Ｓｔｅｅｌｓ，　Ｈｅｍｉｓｐｈｅｒｅ　Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｇ　Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ、１９８１年、２１５ページ。
　上記のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。
　金属組織が９０％以上のマルテンサイトを含有するか否かは、ビッカース硬さによっても判断することができる。ホットスタンプ成形体から、表面に直角な板厚断面であり、板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）が観察できるようにサンプルを切り出す。このサンプルの板厚断面を＃６００から＃１５００までの炭化珪素ペーパーを順次使用して段階的に研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液または純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、板厚１／４位置のビッカース硬さを測定する。試験力を９８．０７Ｎとし、５点測定した平均値を求める。そのビッカース硬さの平均値Ｈが、Ｈ（ＨＶ）≧７６４×Ｃ＋２０８、を満たす場合、マルテンサイトの面積率が９０．０％以上であると判断することができる。本実施形態では、画像解析によりマルテンサイトが明確に判断できない場合や、組織の判断に疑義が生じる場合などには、ビッカース硬さによりマルテンサイトの面積率を判断する。
　残留オーステナイトについてはＸ線回折により面積率を測定する。ホットスタンプ成形体において、表面に直角な板厚断面の、表面の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）において、Ｒｉｇａｋｕ製ＲＩＮＴ－２２００、Ｍｏ－Ｋα線を用いて、α（２００）、α（２１１）、γ（２００）、γ（２２０）、γ（３１１）の計５ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて残留オーステナイトの体積率を算出する。この残留オーステナイトの体積率を残留オーステナイトの面積率とみなす。
　本実施形態では各組織の面積率の測定を二次電子像による組織観察およびＸ線回折により行っているため、測定して得られた各組織の面積率の合計が１００．０％にならない場合がある。上述の方法により得られた各組織の面積率の合計が１００．０％にならない場合には、各組織の面積率の合計が１００．０％になるように、各組織の面積率を換算する。例えば、各組織の面積率の合計が１０３．０％であった場合、各組織の面積率に「１００．０／１０３．０」をかけて、各組織の面積率を得る。
　拡散層
　拡散層は、上述した鋼板と、後述するＦｅ－Ａｌ合金層との間に配される。拡散層は、化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．５％超、２０．０％未満、Ｆｅ：８０．０％超、９９．５％未満、Ｓｉ：０．０～１５．０％であり、前記拡散層中のＣｕ濃度が下記式（１）および（２）を満たし、前記拡散層の平均厚さが下記式（３）を満たす。
　０．０２５≦Ｃｕｄ　…（１）
　Ｃｕｍ＜Ｃｕｄ＜Ｃｕ０　…（２）
　２．０≦Ｔｄ≦０．８×（Ｔｄ＋Ｔｍ）　…（３）
　ただし、前記式（１）および（２）において、Ｃｕｄは拡散層中の原子％でのＣｕ濃度を示し、ＣｕｍはＦｅ－Ａｌ合金層におけるＦｅ－Ａｌ相中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕ０は鋼板中の原子％でのＣｕ濃度を示す。
　前記式（３）において、Ｔｄは拡散層の単位μｍでの平均厚さを示し、ＴｍはＦｅ－Ａｌ合金層の単位μｍでの平均厚さを示す。
　拡散層とはＦｅにＡｌが拡散した層であり、拡散層におけるＡｌ含有量は０．５％超とする。拡散層におけるＡｌ含有量は、好ましくは、１．０％以上、５．０％以上である。
　一方、拡散層におけるＡｌ含有量が２０．０％以上であると、拡散層中にＦｅ－Ａｌ相およびτ１相が生成してしまい、所望の拡散層を得ることができない。そのため、拡散層におけるＡｌ含有量は２０．０％未満とする。
　拡散層におけるＦｅ含有量は、Ａｌ含有量との関係から、８０．０％超、９９．５％未満とする。
　拡散層におけるＳｉ含有量は０．０～１５．０％とする。Ｓｉは拡散層中に含まれても、含まれなくてもよいため、Ｓｉ含有量の下限は０．０％である。ただし、拡散層におけるＳｉ含有量が１５．０％超となると、拡散層中にＦｅ－Ａｌ相およびτ１相が生成してしまい、所望の拡散層を得ることができない。
　拡散層の化学組成には、Ａｌ、ＦｅおよびＳｉ、並びに、後述するＣｕ以外の元素として、合計で１０．０％未満の残部元素（Ｚｎ、Ｃｕ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｇ等や鋼成分に含まれる元素）が含まれていてもよい。
　拡散層は、上述した元素に加えて、Ｃｕを含有する。図１は、Ｆｅ－Ａｌ合金層、拡散層および鋼板を備えるホットスタンプ成形体の断面の一例を示す模式図である。図１に示すように、Ｆｅ－Ａｌ合金層には、ＦｅおよびＡｌを主に含むＦｅ－Ａｌ相、並びに、Ｓｉを含むτ１相が含まれる。また、Ｆｅ－Ａｌ合金層と鋼板との間には、拡散層が存在する。
　なお、後述しているが、Ｆｅ－Ａｌ合金層におけるＦｅ－Ａｌ相は、４０～６０質量％のＦｅと、４０～６０質量％のＡｌとを含む。
　本発明者らは、拡散層について以下の知見を得た。
　拡散層中のＣｕ濃度が高くなると、拡散層より表面側に存在するＦｅ－Ａｌ合金層中のＦｅ－Ａｌ相と拡散層との間に腐食電位差が生じることで、犠牲防食効果を得ることができる。この効果により、鋼板まで腐食ピットが達することが抑制され、腐食深さを抑制することができる。その結果、ホットスタンプ成形体の耐食性が向上する。
　拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）が０．０２５原子％未満であると、上述の効果を得ることができず、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化する。そのため、拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）は０．０２５原子％以上とする。拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）は、好ましくは、０．０４０原子％以上、０．０６０原子％以上、０．１００原子％以上である。
　拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）が、Ｆｅ－Ａｌ合金層におけるＦｅ－Ａｌ相中のＣｕ濃度（Ｃｕｍ）以下であると、拡散層に対するＦｅ－Ａｌ合金層中のＦｅ－Ａｌ相による犠牲防食の効果が生じない。その結果、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化する。そのため、拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）は、Ｆｅ－Ａｌ合金層におけるＦｅ－Ａｌ相中のＣｕ濃度（Ｃｕｍ）超とする。
　一方、拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）を鋼板中のＣｕ濃度（Ｃｕ０）以上とするには、ホットスタンプ時に長時間の加熱が必要となる結果、拡散層の平均厚さが厚くなりすぎて、拡散層の平均厚さを所望の範囲に制御することができない。また、鋼板に対する拡散層の犠牲防食効果も発現しなくなる。そのため、拡散層中のＣｕ濃度（Ｃｕｄ）は、鋼板中のＣｕ濃度（Ｃｕ０）未満とする。
　拡散層の平均厚さＴｄが２．０μｍ未満であると、拡散層が薄すぎて、犠牲防食効果が十分に発現されず、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化する。そのため、拡散層の平均厚さＴｄは２．０μｍ以上とする。拡散層の平均厚さＴｄは、好ましくは、３．０μｍ以上、４．０μｍ以上である。
　拡散層の平均厚さＴｄが、０．８×（Ｔｄ＋Ｔｍ）（Ｔｄは拡散層の単位μｍでの平均厚さを示し、ＴｍはＦｅ－Ａｌ合金層の単位μｍでの平均厚さを示す）を超えると、拡散層が厚くなりすぎて、Ｆｅ－Ａｌ合金層中のＦｅ－Ａｌ相と拡散層との間に腐食電位差が生じにくくなり、犠牲防食効果が十分に発現されない。その結果、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化する。そのため、拡散層の平均厚さＴｄは０．８×（Ｔｄ＋Ｔｍ）（μｍ）以下とする。拡散層の平均厚さＴｄは、好ましくは、０．７×（Ｔｄ＋Ｔｍ）（μｍ）以下、０．６×（Ｔｄ＋Ｔｍ）（μｍ）以下である。
　Ｆｅ－Ａｌ合金層
　Ｆｅ－Ａｌ合金層は、上述した拡散層上に配される。本実施形態では、Ｆｅ－Ａｌ合金層については特に限定しない。
　上述した通り、Ｆｅ－Ａｌ合金層には、ＦｅおよびＡｌを主に含むＦｅ－Ａｌ相、並びに、Ｓｉを含むτ１相が含まれていてもよい。Ｆｅ－Ａｌ相は、４０～６０質量％のＦｅと、４０～６０質量％のＡｌとを含む。また、τ１相は、５０～７７質量％のＦｅと、２０～４０質量％のＡｌと、３～１０％のＳｉとを含む。
　なお、Ｆｅ－Ａｌ合金層中のＦｅ－Ａｌ相とは、具体的には、ＦｅＡｌ２相およびＦｅ２Ａｌ５相の１種以上のことである。本実施形態ではこれらを区別する必要はない。
　Ｆｅ－Ａｌ合金層の化学組成としては、Ｆｅ：２５～８０質量％、Ａｌ：２０～６０質量％、Ｓｉ：０～１０％、残部：５％未満であってもよい。
　Ｆｅ－Ａｌ合金層の平均厚さは特に限定しないが、５～６０μｍとしてもよい。
　拡散層およびＦｅ－Ａｌ合金層の化学組成、並びに、鋼板中のＣｕ濃度は以下の方法により測定する。
　ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の金属組織の組織分率を測定したときと同様の方法により、ホットスタンプ成形体の表面に直角な板厚断面について反射電子像を撮影する。得られた反射電子像において、輝度の違いから、表面側に配された２つの層と、最も板厚中心に位置する領域である鋼板とを判別する。この時点では、最も表面に配された層をＦｅ－Ａｌ合金層とみなし、Ｆｅ－Ａｌ合金層と鋼板との間に配された層を拡散層とみなす。
　反射電子像から拡散層とみなした部位の厚み中央部について、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ、例えば、日本電子製の「ＪＸＡ－８５３０Ｆ」）を用いて、点分析により元素（Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉ）の定量分析を行う。この測定を行う場合には、電界放出型電子銃を有した装置（例えば、日本電子製の「ＪＸＡ－８５３０Ｆ」）を用い、ビーム径を１μｍ未満とする。定量補正はＺＡＦ補正法を用いる。少なくとも５点以上について定量分析を行い、得られた結果から平均値を算出することで、各元素の含有量、濃度を得る。拡散層とみなした層の測定結果において、化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．５％超、２０．０％未満、Ｆｅ：８０．０％超、９９．５％未満、Ｓｉ：０．０～１５．０％であった場合、その層が拡散層であると判別する。拡散層と判別した層について、同様の方法によりＣｕ濃度を測定することで、拡散層中の原子％でのＣｕ濃度（Ｃｕｄ）を得る。
　反射電子像からＦｅ－Ａｌ合金層とみなした部位の中央部について、上記と同様の方法により各元素について定量分析を行う。Ｆｅ－Ａｌ合金層とみなした層の測定結果において、化学組成が、質量％で、Ｆｅ：２５～８０質量％、Ａｌ：２０～６０質量％、Ｓｉ：０～１０％、残部：５％未満であった場合、その層がＦｅ－Ａｌ合金層であると判別する。
　また、Ｆｅ－Ａｌ合金層と判別した層について、上記の定量分析の結果から、４０～６０質量％のＦｅと、４０～６０質量％のＡｌとを含む領域を特定する。この領域をＦｅ－Ａｌ相と判別する。Ｆｅ－Ａｌ相と判別した領域について、上記と同様の方法によりＣｕ濃度を測定することで、Ｆｅ－Ａｌ相中の原子％でのＣｕ濃度（Ｃｕｍ）を得る。
　反射電子像から鋼板とみなした部位の中央部（反射電子像中の鋼板の中央部）について、上記と同様の方法によりＣｕ濃度を測定することで、鋼板中の原子％でのＣｕ濃度（Ｃｕ０）を得る。
　次に、拡散層およびＦｅ－Ａｌ合金層の平均厚さの測定方法について説明する。
　ホットスタンプ成形体の拡散層およびＦｅ－Ａｌ合金層の化学組成、並びに、鋼板中のＣｕ濃度を測定したときと同様の方法により、Ｆｅ－Ａｌ合金層、拡散層、鋼板を判別する。拡散層と判別された層状部分について、反射電子像上において、板厚方向における層の厚さを、板厚方向に直角な方向に２μｍ間隔で計２５か所（板厚方向に直角な方向に５０μｍの範囲内）で測定する。得られた２５か所の値の平均値を算出することで、拡散層の平均厚さを得る。Ｆｅ－Ａｌ合金層について同様の方法により測定することで、Ｆｅ－Ａｌ合金層の平均厚さを得る。
　板厚
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．５～３．５ｍｍとしてもよい。
　引張強さ
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の引張強さは、鋼板のＣ含有量に応じて以下の基準を満たしてもよい。
　Ｃ含有量が０．０５０質量％以上、０．１００％未満：９００ＭＰａ以上
　Ｃ含有量が０．１００質量％以上、０．２００％未満：１１００ＭＰａ以上
　Ｃ含有量が０．２００質量％以上、０．２５０％以下：１３５０ＭＰａ以上
　引張強さを上記のように制御することで、車体軽量化の効果をより高めることができる。
　引張強さの上限は特に限定しないが、引張強さが高すぎると曲げ性が劣化するため、引張強さは１７００ＭＰａ以下としてもよい。
　引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に記載の５号試験片を作製して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に記載の試験方法に従って求める。引張試験片の採取位置は、板幅方向中央位置とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする。
　ホットスタンプ成形体の圧延方向および板幅方向が不明な場合は、任意の方向を圧延方向とみなし、その圧延方向と直角方向を板幅方向とみなしてもよい。
　ホットスタンプ成形体のサイズが小さかったり、形状が複雑であったりするために、５号試験片を採取できない場合には、任意の幅の平行部を有する短冊状の小片を採取し、その小片を用いて引張試験を行い、最大試験力と平行部の原断面積から引張強さを求めてもよい。この場合、短冊状（平板上）の小片を採取可能である限り、小片の採取位置は特に制限されないが、なるべく歪の導入が少ない平面部の中央位置において小片を採取することが好ましい。短冊状の小片の向きとしては、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする。
　耐食性
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、自動車技術会制定のＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１に規定する方法により、塗装後耐食性について評価する。具体的には、以下の方法により評価する。
　ホットスタンプ成形体から試料を採取し、厚さ１５μｍで電着塗膜を付与した試料平面部にカッターで長さ７０ｍｍの疵を入れ、サイクル腐食試験に供する。１２０サイクル後の試料を取り出し、市販の塗膜剥離剤（例えば、ネオス製の「ＣＳ－５００」）に３０分浸漬した後、ブラシで塗膜を剥離する。その後、鋼板用のインヒビター（例えば、スギムラ化学工業製の「ヒビロン　ＹＡ－９Ｒ」）を含有する１０体積％クエン酸アンモニウム水溶液に試料を浸漬し、腐食した部分に生成した錆をブラシで除去する。液の温度は８０～９０℃として、浸漬時間を３０～６０分程度とする。一回浸漬した後に錆が残存している場合には錆が除去されるまで浸漬を繰り返す。キーエンス社製デジタルマイクロスコープＶＨＸ－７０００を用いて、７０ｍｍの疵の中央部を境界とし、疵の長さ３５ｍｍごとに、基準面からの板厚減少の最大値を測定する。基準面は、めっき有無にかかわらず、塗膜剥離後の腐食していない部位の表面とする。得られた２つの板厚減少の最大値の平均値を算出する。
　得られた板厚減少の最大値の平均値について、以下の基準で評価することができる。評価がＥの場合、特に優れた耐食性を有するホットスタンプ成形体であると判断することができる。
Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：０．０５ｍｍ未満
Ｖ（Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）：０．０５ｍｍ以上、０．１０ｍｍ未満
Ｇ（Ｇｏｏｄ）　　　　　：０．１０ｍｍ以上、０．１５ｍｍ未満
Ｂ（Ｂａｄ）　　　　　　：０．１５ｍｍ以上
　［ホットスタンプ用アルミめっき鋼板］
　次に、上述したホットスタンプ成形体を製造することができる、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配されたＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層と、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層上に配されたＡｌ系めっき層とからなる。
　鋼板
　本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板を構成する鋼板の化学組成およびその測定方法は、上述したホットスタンプ成形体を構成する鋼板と同様のため、説明を省略する。
　ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を構成する鋼板の金属組織は、面積％で、２０～９５％のフェライトと、合計で５～８０％のマルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種以上とからなる。
　なお、本実施形態では、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を構成する鋼板の板厚の１／４位置（鋼板の表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）の金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織がホットスタンプ用アルミめっき鋼板を構成する鋼板の代表的な金属組織を示すためである。
　フェライト：２０～９５％
　フェライトの面積率が２０％未満であると、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は２０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは、３０％以上、４０％以上、５０％以上または６０％以上である。
　一方、フェライトの面積率が９５％超であると、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は９５％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは、９０％以下、８０％以下である。
　残部組織：合計で５～８０％
　残部組織は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種以上である。フェライトの面積率との関係から、残部組織は、合計で５～８０％とする。残部組織の面積率は、合計で、７０％以下、６０％以下、５０％以下または４０％以下とすることが好ましい。また、残部組織の面積率は、合計で、１０％以上、２０％以上とすることが好ましい。
　ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を構成する鋼板の各組織の面積率の測定は、ホットスタンプ成形体のときと同様の方法により行う。なお、Ａｌ系めっき層と、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層と、鋼板とは反射電子像において輝度および形態が異なるため区別することができる。反射電子像において最も板厚中心に位置する領域が鋼板であり、この鋼板について各組織の面積率の測定を行う。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層は、上述した鋼板と、後述するＡｌ系めっき層との間に配される。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ含有量が下記式（４）を満たす。
　Ｃｕｉ≦０．４０×Ｃｕ０　…（４）
　ただし、前記式（４）中のＣｕｉはＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕ０は鋼板中の原子％でのＣｕ濃度を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板では、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ含有量を低減することが重要である。図２は、Ａｌ系めっき層、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層および鋼板を備えるホットスタンプ用アルミめっき鋼板の断面の一例を示す模式図である。図２に示すように、Ａｌ系めっき層には、Ａｌを主成分とする相の中に針状のＳｉ相が存在する。また、Ａｌ系めっき層と鋼板との間には、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層が存在する。
　本発明者らは、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層について以下の知見を得た。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層は、ホットスタンプを経ることで、鋼板中からＦｅが拡散することで成長し、ホットスタンプ成形体におけるＦｅ－Ａｌ合金層となる。Ｆｅ－Ａｌ合金層中のＣｕ含有量が高く、Ｆｅ－Ａｌ合金層中のＣｕ含有量と拡散層中のＣｕ含有量との間に差が無い場合には、犠牲防食効果が十分に得られない。その結果、ホットスタンプ成形体において耐食性が劣化する。そこで、Ｆｅ－Ａｌ合金層の元となるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ含有量を低減することで、ホットスタンプ成形体におけるＦｅ－Ａｌ合金層中のＣｕ含有量を低減でき、ホットスタンプ成形体の耐食性を高めることができる。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ濃度（Ｃｕｉ）が０．４０×Ｃｕ０（Ｃｕ０は鋼板中の原子％でのＣｕ濃度）を超えると、上述した効果を得ることができず、ホットスタンプ成形体において耐食性が劣化する。そのため、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ濃度（Ｃｕｉ）は０．４０×Ｃｕ０（原子％）以下とする。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ濃度（Ｃｕｉ）は、好ましくは、０．２５×Ｃｕ０（原子％）以下、０．１５×Ｃｕ０（原子％）以下、０．１０×Ｃｕ０（原子％）以下である。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ含有量Ｃｕｉは、０．０１５質量％以下、０．０３０質量％以下としてもよい。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ含有量Ｃｕｉは低い程好ましく、下限は０原子％としてもよい。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層は、Ｃｕ以外に、質量％で、Ａｌ：４０～７０％、Ｆｅ：２０～５０％、Ｓｉ：５～２０％を含んでもよい。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層の化学組成は、ホットスタンプ成形体の拡散層のときと同様の方法により測定する。具体的には、以下の方法により測定する。
　まず、ホットスタンプ成形体の拡散層のときと同様の方法により反射電子像を撮影する。次に、反射電子像から、最も板厚中心に位置する領域である鋼板を判別し、最も表面に配された層をＡｌ系めっき層とみなし、Ａｌ系めっき層と鋼板との間に配された層をＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層とみなす。反射電子像からＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層とみなした層の厚み中央部について、ＥＰＭＡを用いて定量分析を行う。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層とみなした層の測定結果において、化学組成が、質量％で、Ａｌ：４０～７０％、Ｆｅ：２０～５０％、Ｓｉ：５～２０％であった場合、その層がＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層であると判別する。また、反射電子像からＡｌ系めっき層とみなした部位の中央部について、上記と同様の方法により各元素について定量分析を行い、その測定結果において、化学組成が、質量％で、Ａｌ：８５．０～９５．０％、Ｓｉ：５．０～１５．０％であった場合、その層がＡｌ系めっき層であると判別する。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層の平均厚さは特に限定しないが、２～１０μｍとしてもよい。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層の平均厚さは、ホットスタンプ成形体の拡散層のときと同様の方法により測定する。
　Ａｌ系めっき層
　Ａｌ系めっき層は、上述したＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層上に配される。上述した通りＡｌ系めっき層には、Ａｌを主成分とする相の中に針状のＳｉ相が存在する。Ａｌ系めっき層は、全体の化学組成が、質量％で、Ａｌ：８５．０～９５．０％、Ｓｉ：５．０～１５．０％である。
　Ａｌ系めっき層におけるＡｌ含有量が８５．０％未満であると、ホットスタンプ後の耐食性（ホットスタンプ成形体における耐食性）が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は、８５．０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、８８．０％以上である。
　一方、Ａｌ系めっき層におけるＡｌ含有量が９５．０％超であると、めっき密着性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は９５．０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは９２．０％以下である。
　Ａｌ系めっき層におけるＳｉ含有量が５．０％未満であると、めっき密着性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は５．０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは７．０％以上である。
　一方、Ａｌ系めっき層におけるＳｉ含有量が１５．０％超であると、めっき密着性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１５．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１３．０％以下である。
　Ａｌ系めっき層の化学組成には、ＡｌおよびＳｉ以外の元素として、０．１～１０．０％のＦｅ、０．１～４５．０％のＺｎ、合計で０．５％未満の残部（Ｃｕ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｇ等）が含まれていてもよい。
　Ａｌ系めっき層の化学組成は、ホットスタンプ成形体の拡散層の化学組成と同様の方法により測定することができる。
　Ａｌ系めっき層の平均厚さは特に限定しないが、５～５０μｍとしてもよい。Ａｌ系めっき層の平均厚さは、ホットスタンプ成形体の拡散層のときと同様の方法により測定する。
　板厚
　本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．５～３．５ｍｍとしてもよい。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の工程を備える製造方法により、本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板を安定的に製造することができる。
　なお、以下に説明する温度はスラブまたは鋼板の表面温度のことである。
　本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板の好ましい製造方法は、以下の工程を備える。
（Ｉ）１０５０～１１５０℃の温度域におけるパス間時間の合計が１２０秒以下となるように、粗圧延を行う。
（ＩＩ）めっき浴への浸漬時間ｔ（秒）が下記式（５）を満たし、且つ８．００秒以下となるように鋼板をめっき浴に浸漬することで、鋼板表面にめっきを付与する。
　　０．０５５４×Ｃｕ２＋０．１５４９×Ｃｕ＋０．０１８７≦ｔ≦４×１０６×Ｃｕ４．５７７９　…（５）
　ただし、上記式（５）中のＣｕは鋼板中の質量％でのＣｕ含有量である。
　以下、各工程について説明する。
　粗圧延
　粗圧延では、１０５０～１１５０℃の温度域におけるパス間時間の合計が１２０秒以下となるように粗圧延を行う。
　鋼板に含まれるＣｕはスケール中に含有されにくいため、粗圧延中の、１０５０～１１５０℃の温度域において鋼板の表面近傍に濃化する。表面近傍にＣｕが濃化した鋼板にめっきを付与すると、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板のＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層のＣｕ含有量が高くなってしまう。そのため、鋼板の表面近傍にＣｕが濃化しやすい１０５０～１１５０℃の温度域におけるパス間時間の合計を短くする。パス間時間は、鋼板の通販速度を制御することにより調節することができる。
　１０５０～１１５０℃の温度域におけるパス間時間の合計を１２０秒以下とすることで、鋼板の表面近傍にＣｕが濃化することを抑制することができる。その結果、鋼板にめっきを付与した後のホットスタンプ用アルミめっき鋼板において、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層のＣｕ含有量を低減することができる。そのため、１０５０～１１５０℃の温度域におけるパス間時間の合計を１２０秒以下とする。パス間時間の合計は、好ましくは、１００秒以下、８０秒以下、６０秒以下である。
　粗圧延において、１１５０℃超の温度域、および１０５０℃未満の温度域では鋼板の表面近傍へのＣｕ濃化が生じにくいため、これらの温度域におけるパス間時間を制御する必要はない。
　粗圧延前のスラブ加熱、粗圧延後の仕上げ圧延、冷間圧延などの条件は特に限定されず、常法に従って行えばよい。すなわち、例えば、スラブ加熱を１１００～１３５０℃の範囲で行い、熱間圧延として、上述の粗圧延後、仕上げ圧延を、段数を４～８、全段の合計の圧下率（総圧下率）７０～９８％、仕上げ圧延の入側温度を９００～１２００℃、仕上げ圧延完了温度を８００～１１００℃で行い、熱間圧延後の鋼板に対して酸洗を施し、圧下率３０～８５％で冷間圧延を施すことができる。
　めっき付与
　鋼板へのめっき付与では、めっき浴への浸漬時間ｔ（秒）が上記式（５）を満たすように鋼板をめっき浴に浸漬する。めっき浴への浸漬時間ｔ（秒）が上記式（５）の右辺よりも長いと、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板のＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層におけるＣｕ含有量が高くなってしまう。また、めっき浴への浸漬時間ｔ（秒）が上記式（５）の左辺よりも短いと、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層が十分に生成せずに、Ａｌ系めっき層の密着性が劣化してしまう。また、めっき浴への浸漬時間ｔ（秒）が８．００秒超であると、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層が成長し過ぎて、ブランキング等の加工においてめっきのパウダリングが生じやすくなってしまう。
　めっき付与の前に焼鈍を行ってもよく、その条件は特に限定されない。
　めっき浴温は特に限定されないが、例えば、６２０～７２０℃の温度域としてもよい。めっき浴温は、６５０～６９０℃の温度域とすることがより好ましい。
　めっき浴組成も特に限定されないが、Ｓｉ濃度は５～１５質量％、Ｆｅ濃度は０～５質量％、残部はＡｌおよび０．５質量％未満の不純物としてもよい。
　以上説明した製造方法により、本実施形態に係るホットスタンプ用アルミめっき鋼板を安定的に製造することができる。
　次に、上述したホットスタンプ用アルミめっき鋼板を用いた、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述したホットスタンプ用アルミめっき鋼板に対してホットスタンプすることで製造することができる。
　ホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板をＡｃ３（℃）以上の温度域に加熱し、速やかに金型上に搬送して、Ａｒ３（℃）以上の温度域でホットスタンプを行うことで製造することが好ましい。その後、鋼板と金型との熱伝達により、金型内にて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
　なお、Ａｃ３（℃）は下記式により求めることができる。
　Ａｃ３＝ｅｘｐ（Ｘ）＋３１．５×Ｍｏ－２８
　Ｘ＝６．８１６５－０．４７１３２×Ｃ－０．０５７３２１×Ｍｎ＋０．０６６０２６１×Ｓｉ－０．０５０２１１×Ｃｒ＋０．１０５９３×Ｔｉ＋２．０２７２×Ｎ＋１．０５３６×Ｓ－０．１２０２４×Ｓｉ×Ｃ＋０．１１６２９×Ｃｒ×Ｃ＋０．２９２２５×Ｃ２＋０．０１５６６×Ｍｎ２＋０．０１７３１５×Ｃｒ２
　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。
　また、Ａｒ３（℃）は下記式により求めることができる。式中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
　Ａｒ３＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ―９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋１．４５×Ｎｉ）＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ
　Ａｃ３（℃）以上の温度域に加熱することで、鋼板の金属組織を十分にオーステナイト化することができる。十分にオーステナイト化しておくことで、後述の冷却により所望量のマルテンサイトを得ることができる。そのため、ホットスタンプ前の加熱温度はＡｃ３（℃）以上の温度域とすることが好ましい。
　なお、Ａｃ３（℃）以上の温度域での保持時間は０．１分（６秒）～３０．０分とすればよい。ただし、ホットスタンプ成形体の鋼板の金属組織において所望量のマルテンサイトを得るための条件としては上記でよいが、併せて拡散層が十分に成長する条件も確認する必要がある。拡散層の成長は加熱温度に依存するため、加熱温度を決めた後に加熱時間を変化させた条件でホットスタンプを行い、拡散層の厚みを確認して加熱時間の条件を設定するとよい。
　Ａｒ３（℃）以上の温度域でホットスタンプを行うことで、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態が開始する前に冷却することが可能となり、マルテンサイト変態を生じさせることができる。そのため、ホットスタンプ開始温度（成形開始温度）はＡｒ３（℃）以上の温度域とすることが好ましい。
　ホットスタンプ後に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することで、所望量のマルテンサイトを得ることができる。そのため、ホットスタンプ後は３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
　以上説明した製造方法により、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を安定的に製造することができる。
　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。
　表１Ａ～表２Ｃに示す化学組成を有するスラブを用いて、表３Ａ～表３Ｃに示す条件により、表４Ａ～表４Ｃに記載のホットスタンプ用アルミめっき鋼板を得た。得られたホットスタンプ用アルミめっき鋼板の板厚は０．５～３．５ｍｍであった。スラブの加熱温度、仕上げ圧延の総圧下率、段数、入側温度、完了温度、冷間圧延率を表３Ａ～表３Ｃに記す。
　なお、めっき浴温は６２０～７２０℃とし、めっき浴組成は、Ｓｉ濃度：５～１５質量％、Ｆｅ濃度：０～５質量％、残部：Ａｌおよび０．５質量％未満の不純物とした。
　得られたホットスタンプ用アルミめっき鋼板について、上述の方法により、鋼板の金属組織、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層の化学組成の分析および平均厚さの測定、Ａｌ系めっき層の化学組成の分析および平均厚さの測定を行った。
　本発明例において、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層のＣｕ以外の化学組成については、Ａｌ：４０～７０％、Ｆｅ：２０～５０％、Ｓｉ：５～２０％であり、平均厚さは２～１０μｍであった。また、Ａｌ系めっき層の平均厚さは５～５０μｍであった。
　製造Ｎｏ．７８においては、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板において、めっき密着性が不十分であり、所望のＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層が形成されなかった。めっき密着性の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０１４）に記載の押曲げ法の密着曲げを行い、曲げ部にてめっきが剥離していないかを目視で確認した。製造Ｎｏ．７８においてはめっきが剥離していたため、めっき密着性が不十分と判断した。
　次に、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を用いて、表５Ａ～表５Ｃに示す条件にてホットスタンプを行った。ホットスタンプは、引張試験および金属組織観察等を行うための試験片を作製し易いように、平板状のホットスタンプ用アルミめっき鋼板を水冷金型で挟み、面圧２０ＭＰａで１０秒間加圧することで行った。具体的には、ホットスタンプ用アルミめっき鋼板をＡｃ３（℃）以上の温度域に加熱し、速やかに水冷金型上に搬送して、Ａｒ３（℃）以上の温度域で挟み、水冷金型内にて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した。これにより、表６Ａ～表６Ｃに示すホットスタンプ成形体を得た。得られたホットスタンプ成形体の板厚は０．５～３．５ｍｍであった。ここでの水冷金型とは、金型中に水路を備えるものであり、水路に冷却水を流して金型の温度上昇を抑制する形式の金型のことをいう。
　なお、表中の拡散層の「その他」の値には、拡散層中のＣｕ濃度（質量％）も含まれている。
　製造Ｎｏ．６８～７１については、それぞれ以下の条件でホットスタンプした。
　製造Ｎｏ．６８：ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を８７０℃まで加熱した後、５秒保持し、速やかに水冷金型上に搬送して７８０℃で挟み、水冷金型内にて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した。この例では、ホットスタンプ成形体の鋼板の金属組織においては所望量のマルテンサイトが得られたが、Ａｃ３点以上の温度域での保持時間が短かったため、拡散層を十分に生成させることができなかった。
　製造Ｎｏ．６９：ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を９５０℃まで加熱した後、３００秒保持し、速やかに水冷金型上に搬送して７８０℃で挟み、水冷金型内にて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した。この例では、ホットスタンプ成形体の鋼板の金属組織においては所望量のマルテンサイトが得られたが、所望厚さの拡散層を生成させるためには、加熱温度、保持時間が不適切であった。
　製造Ｎｏ．７０：ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を７５０℃まで加熱した後、２０秒保持し、速やかに水冷金型上に搬送して６００℃で挟み、水冷金型内にて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した。この例では、加熱温度およびホットスタンプを行う温度が低かった。この例では拡散層が形成しなかったため、拡散層について分析を行うことができなかった。
　製造Ｎｏ．７１：ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を９５０℃まで加熱した後、７０秒保持し、プレス速度２０ｓｐｍのクランププレスで通常金型でプレスした後に室温まで空冷した。このときの平均冷却速度は３０℃／ｓ未満であった。
　製造Ｎｏ．８２：ホットスタンプ用アルミめっき鋼板を９００℃まで加熱した後、３２分保持し、速やかに水冷金型上に搬送して７８０℃で挟み、水冷金型内にて、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した。この例では拡散層が厚くなりすぎて、Ｆｅ－Ａｌ合金層中のＦｅ－Ａｌ相と拡散層との間に腐食電位差が生じにくくなり、犠牲防食効果が十分に発現されなかった。その結果、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化した。
　得られたホットスタンプ成形体について、上述の方法により、鋼板の金属組織観察、拡散層の化学組成の分析および平均厚さの測定、Ｆｅ－Ａｌ合金層の化学組成の分析および平均厚さの測定を行った。また、上述の方法により、引張試験および耐食性評価を行った。
　本発明例において、Ｆｅ－Ａｌ合金層には、４０～６０質量％のＦｅおよび４０～６０質量％のＡｌを含むＦｅ－Ａｌ相と、５０～７７質量％のＦｅ、２０～４０質量％のＡｌおよび３～１０％のＳｉを含むτ１相とが含まれていた。また、Ｆｅ－Ａｌ合金層の平均厚さは５～６０μｍであり、化学組成についてはＦｅ：２５～８０質量％、Ａｌ：２０～６０質量％、Ｓｉ：０～１０％、残部：５％未満であった。また、Ａｌ系めっき層の平均厚さは５～５０μｍであった。
　鋼板のＣ含有量に応じて、引張強さは以下の基準により評価した。
　Ｃ含有量が０．０５０質量％以上、０．１００％未満：９００ＭＰａ以上
　Ｃ含有量が０．１００質量％以上、０．２００％未満：１１００ＭＰａ以上
　Ｃ含有量が０．２００質量％以上、０．２５０％以下：１３５０ＭＰａ以上
　上記基準を満たした場合、高い強度を有するホットスタンプ成形体であるとして合格と判定した。一方、上記基準を満たさなかった場合、高い強度を有さないホットスタンプ成形体であるとして不合格と判定した。
　耐食性評価において、得られた板厚減少の最大値の平均値について、以下の基準で評価した。評価がＥの場合、特に優れた耐食性を有するホットスタンプ成形体であると判断した。
Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：０．０５ｍｍ未満
Ｖ（Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）：０．０５ｍｍ以上、０．１０ｍｍ未満
Ｇ（Ｇｏｏｄ）　　　　　：０．１０ｍｍ以上、０．１５ｍｍ未満
Ｂ（Ｂａｄ）　　　　　　：０．１５ｍｍ以上
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　表６Ａ～表６Ｃを見ると、本発明例においては、高い強度および優れた耐食性を有するホットスタンプ成形体が得られたことが分かる。一方、比較例においては、上記特性のうち１つ以上が合格基準を満足しなかったことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた耐食性を有するホットスタンプ成形体、並びに、このホットスタンプ成形体を製造することができるホットスタンプ用アルミめっき鋼板を提供することができる。

Claims (4)

  1. 　鋼板と、
    　前記鋼板上に配された拡散層と、
    　前記拡散層上に配されたＦｅ－Ａｌ合金層とからなり、
    　前記鋼板の化学組成が、質量％で
    Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０１０～２．０００％、
    Ｍｎ：０．８０～３．００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．５００％、
    Ｎ　：０．０００１～０．０１５０％、
    Ｏ　：０．１０００％以下、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ　：０．０００５～０．００５０％、
    Ｃｕ：０．０５０～３．０００％、
    Ａｓ：０．０００５～１．００００％、
    Ｃｒ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～３．０００％、
    Ｃｏ：０～０．５０００％、
    Ｗ　：０～３．００００％、
    Ｓｎ：０～０．５０００％、
    Ｎｂ：０～０．１０００％、
    Ｖ　：０～０．１００％、
    Ｚｒ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０～０．００５０％、
    Ｓｂ：０～０．０２００％、および
    Ｐｂ：０～０．０１００％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　前記鋼板の金属組織が、面積％で、
    　　９０．０～１００．０％のマルテンサイトと、
    　　０．０～３．０％の残留オーステナイトと、
    　　合計で０．０～１０．０％のフェライト、パーライト、ベイナイトおよびセメンタイトの１種または２種以上とからなり、
    　前記拡散層は、化学組成が、質量％で、
    　　Ａｌ：０．５％超、２０．０％未満、
    　　Ｆｅ：８０．０％超、９９．５％未満、
    　　Ｓｉ：０．０～１５．０％であり、
    　前記拡散層中のＣｕ濃度が下記式（１）および（２）を満たし、
    　前記拡散層の平均厚さが下記式（３）を満たし、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ合金層は、Ｆｅ含有量が質量％で４０～６０質量％であり、Ａｌ含有量が質量％で４０～６０％であるＦｅ－Ａｌ相を含むことを特徴とするホットスタンプ成形体。
    　　０．０２５≦Ｃｕｄ　…（１）
    　　Ｃｕｍ＜Ｃｕｄ＜Ｃｕ０　…（２）
    　　２．０≦Ｔｄ≦０．８×（Ｔｄ＋Ｔｍ）　…（３）
    　ただし、前記式（１）および（２）において、Ｃｕｄは前記拡散層中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕｍは前記Ｆｅ－Ａｌ合金層における前記Ｆｅ－Ａｌ相の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕ０は前記鋼板中の原子％でのＣｕ濃度を示す。
    　前記式（３）において、Ｔｄは前記拡散層の単位μｍでの平均厚さを示し、前記Ｔｍは前記Ｆｅ－Ａｌ合金層の単位μｍでの平均厚さを示す。
  2. 　前記鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０２０～１．０００％、
    Ｍｏ：０．００８～１．０００％、
    Ｎｉ：０．００５～３．０００％、
    Ｃｏ：０．０００５～０．５０００％、
    Ｗ　：０．０００５～３．００００％、
    Ｓｎ：０．０００５～０．５０００％、
    Ｎｂ：０．０００２～０．１０００％、
    Ｖ　：０．００５～０．１００％、
    Ｚｒ：０．００５～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｓｂ：０．０００５～０．０２００％、および
    Ｐｂ：０．０００３～０．０１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　鋼板と、
    　前記鋼板上に配されたＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層と、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層上に配されたＡｌ系めっき層とからなり、
    　前記鋼板の化学組成が、質量％で
    Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０１０～２．０００％、
    Ｍｎ：０．８０～３．００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．５００％、
    Ｎ　：０．０００１～０．０１５０％、
    Ｏ　：０．１０００％以下、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ　：０．０００５～０．００５０％、
    Ｃｕ：０．０５０～３．０００％、
    Ａｓ：０．０００５～１．００００％、
    Ｃｒ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～３．０００％、
    Ｃｏ：０～０．５０００％、
    Ｗ　：０～３．００００％、
    Ｓｎ：０～０．５０００％、
    Ｎｂ：０～０．１０００％、
    Ｖ　：０～０．１００％、
    Ｚｒ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０～０．００５０％、
    Ｓｂ：０～０．０２００％、および
    Ｐｂ：０～０．０１００％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　前記鋼板の金属組織が、面積％で、
    　　２０～９５％のフェライトと、
    　　合計で５～８０％のマルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種以上とからなり、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中のＣｕ濃度が下記式（４）を満たし、
    　前記Ａｌ系めっき層は、化学組成が、質量％で、
    　Ａｌ：８５．０～９５．０％、
    　Ｓｉ：５．０～１５．０％であることを特徴とするホットスタンプ用アルミめっき鋼板。
    　　Ｃｕｉ≦０．４０×Ｃｕ０　…（４）
    　ただし、前記式（４）中のＣｕｉは前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ合金層中の原子％でのＣｕ濃度を示し、Ｃｕ０は前記鋼板中の原子％でのＣｕ濃度を示す。
  4. 　前記鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０２０～１．０００％、
    Ｍｏ：０．００８～１．０００％、
    Ｎｉ：０．００５～３．０００％、
    Ｃｏ：０．０００５～０．５０００％、
    Ｗ　：０．０００５～３．００００％、
    Ｓｎ：０．０００５～０．５０００％、
    Ｎｂ：０．０００２～０．１０００％、
    Ｖ　：０．００５～０．１００％、
    Ｚｒ：０．００５～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｓｂ：０．０００５～０．０２００％、および
    Ｐｂ：０．０００３～０．０１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載のホットスタンプ用アルミめっき鋼板。
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003034845A (ja) 2001-06-25 2003-02-07 Nippon Steel Corp 耐食性，耐熱性に優れたホットプレス用アルミ系めっき鋼板およびそれを使用した自動車用部材
JP2013227614A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高い靱性と高い加工性および成型性とを有し水素脆化起因による遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO2021095836A1 (ja) * 2019-11-13 2021-05-20 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
WO2021100842A1 (ja) * 2019-11-22 2021-05-27 日本製鉄株式会社 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
WO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
JP2023022724A (ja) 2021-08-03 2023-02-15 日本放送協会 撮像素子およびその製造方法
WO2023132289A1 (ja) * 2022-01-07 2023-07-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2021007154A (es) * 2019-02-05 2021-08-16 Nippon Steel Corp Miembro de acero recubierto, lamina de acero recubierta y metodos para fabricar los mismos.
KR102330812B1 (ko) * 2020-06-30 2021-11-24 현대제철 주식회사 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003034845A (ja) 2001-06-25 2003-02-07 Nippon Steel Corp 耐食性，耐熱性に優れたホットプレス用アルミ系めっき鋼板およびそれを使用した自動車用部材
JP2013227614A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高い靱性と高い加工性および成型性とを有し水素脆化起因による遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO2021095836A1 (ja) * 2019-11-13 2021-05-20 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
WO2021100842A1 (ja) * 2019-11-22 2021-05-27 日本製鉄株式会社 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
WO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
JP2023022724A (ja) 2021-08-03 2023-02-15 日本放送協会 撮像素子およびその製造方法
WO2023132289A1 (ja) * 2022-01-07 2023-07-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HAJIME SUTOIMAO TAMURATAIJI NISHIZAWA: "Metallography", 1977, MARUZEN GROUP, pages: 170
See also references of EP4667600A1
TADASHI MAKIIMAO TAMURA, IRON AND STEEL, vol. 67, no. 1, 1987, pages 852 - 866
WILLIAM C.: "Leslie: The Physical Metallurgy of Steels", 1981, HEMISPHERE PUBLISHING CORPORATION, pages: 215

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