WO2019180852A1

WO2019180852A1 - ホットスタンプ成形体

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Publication number: WO2019180852A1
Application number: PCT/JP2018/011206
Authority: WO
Inventors: 公平 ▲徳▼田; 卓哉光延; 晃大仙石; 賢一郎松村
Original assignee: 日本製鉄株式会社
Priority date: 2018-03-20
Filing date: 2018-03-20
Publication date: 2019-09-26
Also published as: MX2020009684A; CN111868290A; JP6443596B1; JPWO2019180852A1; US11338550B2; EP3770297A1; EP3770297B1; KR20200135437A; CN111868290B; US20210039354A1; EP3770297A4; KR102425232B1

Abstract

鋼母材と、前記鋼母材の表面に形成された金属層とを備えるホットスタンプ成形体であって、前記金属層は、質量％で、Ａｌ：３０．０～３６．０％を含み、厚みが１００ｎｍ～５μｍであり、前記鋼母材との界面に位置する界面層と、ＭｇＺｎ_２相と島状のＦｅＡｌ_２相が混在し、厚みが３μｍ～４０μｍであり、前記界面層の上に位置する主層とを備える、ホットスタンプ成形体。

Description

ホットスタンプ成形体

　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。

　自動車等に用いられる構造部材（成形体）は、強度および寸法精度をいずれも高めるため、ホットスタンプ（熱間プレス）により製造されることがある。成形体をホットスタンプによって製造する際には、鋼板をＡｃ_３点以上に加熱し、金型でプレス加工しつつ急冷する。つまり、当該製造では、プレス加工と焼入れとを同時に行う。ホットスタンプによれば、寸法精度が高く、かつ、高強度の成形体を製造することができる。

　一方、ホットスタンプにより製造された成形体は、高温で加工されていることから、表面にスケールが形成される。特許文献１～５には、ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いることによりスケールの形成を抑制するとともに、耐食性を向上させる技術が提案されている。

　例えば、特開２０００－３８６４０号公報（特許文献１）には、Ａｌめっきを用いた熱間プレス用鋼板が開示されている。特開２００３－４９２５６号公報（特許文献２）にはＡｌめっき層が形成された高強度自動車部材用アルミめっき鋼板が開示されている。特開２００３－７３７７４号公報（特許文献３）にはＺｎめっき層が形成された熱間プレス用鋼板が開示されている。また、特開２００５－１１３２３３号公報（特許文献４）には、Ｚｎめっき鋼板のめっき層中にＭｎ等の各種元素が添加された熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材が開示されている。特開２０１２－１１２０１０号公報（特許文献５）には、Ａｌ－Ｚｎ系合金めっきを使用しためっき鋼材が開示されている。

特開２０００－３８６４０号公報特開２００３－４９２５６号公報特開２００３－７３７７４号公報特開２００５－１１３２３３号公報特開２０１２－１１２０１０号公報

　特許文献１の技術によれば、ホットスタンプ時のスケール発生、および脱炭等が抑制されるとしている。しかし、このようなホットスタンプ成型体は、Ａｌめっきを主体とすることから、Ｚｎを主体とするめっき鋼板よりも犠牲防食性が劣る傾向にあり、防錆の観点で不十分である。Ａｌめっきを主体とするめっき鋼板に関する特許文献２も上記と同様の課題を有する。

　特許文献３および特許文献４の技術では、ホットスタンプ後にＺｎが鋼材表層に残存するため、高い犠牲防食作用が期待できる。しかし、これらのＺｎ系めっき鋼材は、めっき層中に地鉄から多量のＦｅ元素が拡散するため、早期に赤錆が発生するという問題がある。また、Ｚｎが溶融した状態で鋼板が加工されるため、溶融Ｚｎが鋼板に侵入し、鋼材内部に割れが生ずるおそれがある。この割れは、液体金属脆化割れ（Liquid Metal Embrittlement、以下「ＬＭＥ」ともいう。）と呼ばれる。そして、ＬＭＥに起因して、鋼板の疲労特性が劣化する。

　特許文献５のめっき鋼板をホットスタンプに供すると、Ａｌ－Ｚｎ系合金めっき鋼板でも液相Ｚｎが発生してＬＭＥを発生させる。また、Ａｌ－Ｚｎ系合金めっき鋼板では、めっき層が合金化しており、めっき層中に地鉄から多量のＦｅ元素が拡散しているため、赤錆が発生することがある。

　ホットスタンプ成形体は、主として自動車構造部材として用いられることから、成型後にスポット溶接が施される。一般的に、耐食性を向上させるためには、めっき厚みを厚く設定することが効果的であるものの、めっき層中に含有されるＡｌおよびＺｎは、スポット電極のＣｕと反応し、めっき層が厚い場合には、スポット溶接の連続打点性が著しく低下してしまう。そのため、めっき鋼板のホットスタンプ成形体において、十分な耐食性と、スポット溶接性とを両立させることは困難であった。

　本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、疲労特性、耐食性、およびスポット溶接性を向上させた、新規かつ改良された成形体を提供することが目的である。

　本発明者らは、上記の目的を達成するために、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板について鋭意研究を行なった。その結果、本発明者らは、下記の知見を得た。

　図１は、通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａである。鋼材１０ａは、母材１１ａの表面にめっき層１３ａを有し、母材１１ａとめっき層１３ａとの間には、地鉄のＦｅがめっき層に拡散した拡散層１２ａがある。

　図２は、通常のホットスタンプ成形体２０ａである。ホットスタンプ成形体２０ａは、母材１ａの表面に一定厚さの表層部２ａを有するものとなる。表層部２ａは、母材１ａに近い順に、界面層２１ａと、金属層２１ｂとを備え、最表層に酸化物層４ａを備える、層状の構造を有する。

　通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａを通常の条件でホットスタンプするとホットスタンプ成形体２０ａのようになる。ホットスタンプ成形体２０ａの界面層２１ａは、通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａの拡散層１２ａに由来する部分である。界面層２１ａは、ホットスタンプ時に、地鉄のＦｅがめっき層１３ａに拡散した部分を含んでいる。界面層２１ａの化学組成は、母材１１ａおよびめっき層１３ａの化学組成によって異なるが、例えば、Ａｌ、Ｍｇなどを含みＺｎを主体とするめっき層１３ａの場合、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５、Ｆｅ（Ａｌ，Ｚｎ）_３などのＦｅ－Ａｌ相、さらにＳｉを多く含むめっき層１３ａの場合、Ｆｅ_３（Ａｌ，Ｓｉ）、Ｆｅ（Ａｌ，Ｓｉ）などのＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相で構成される層となる。また、酸化物層４ａは、Ｚｎを主体とする酸化物層である。

　通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａのめっき層の拡散層１２ａは厚いため、ホットスタンプ時に種々の問題を引き起こしていた。具体的には、めっき層１３ａ中のＺｎが、ホットスタンプの加熱時に液相状態となり、蒸発して、金属層２１ｂ中のＺｎ量が減少してしまう。また、めっき層１３ａ中のＺｎは、ホットスタンプ時に界面層２１ａと反応するため、金属層２１ｂ中のＺｎ量が減少してしまう。そのため、通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａをホットスタンプすると、めっき層（ホットスタンプ成形体２０ａの金属層２１ｂ中）にＺｎ犠牲防食作用を有するが残存しにくいため、耐食性が著しく低下するという問題がある。さらに、Ｚｎの蒸発は酸化物層４ａの厚みを増大させるため、スポット溶接性の低下を招いてしまう。

　本発明者らは、上記の問題点を解決するために、通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａとホットスタンプ成形体２０ａとの関係を検討した結果、めっき鋼板１０ａの拡散層１２ａの厚さを薄くするための製造条件を見出した。

　通常、めっき浴温は、均質なめっき層１３ａを形成するために、めっきの溶融温度＋５０℃～１００℃程度の範囲で設定される。めっき浴の温度が溶融温度に近づくと、製造時、めっき浴の一部が固体化してドロスとなり、めっき層の表面清浄を劣化させやすくなるからである。

　そして、めっき層１３ａへのＦｅの拡散を十分に進行させるために、通常、めっき浴への浸漬時間は５秒以上に設定される。さらに、めっき浴に浸漬する前の鋼板の温度（侵入板温）は、通常、めっき浴温度＋０～－１５℃の温度に保持される。理由は、めっき浴の温度を上昇させることは容易であるが、めっき浴の温度を低下させることは難しく、侵入板温が高いと、めっき浴を冷却する必要があるからである。この点、例えば、特許文献５では全ての実施例において侵入板温がめっき浴温度（℃）～めっき浴温度－１０（℃）の温度に設定されている。

　しかし、このような通常のめっき条件（めっき浴温度がめっきの溶融温度＋５０～１００℃程度、浸漬時間が５秒以上、鋼板の侵入板温がめっき浴温＋０～－１５℃など）で製造しためっき鋼板１０ａは、めっき浴温度、浸漬時間が支配的であり、めっき側へのＦｅ拡散が容易な状態となる。そして、通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａは、図１を参照して、母材（地鉄）の表層に、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５、Ｆｅ（Ａｌ，Ｚｎ）_３、めっきがＳｉを多く含む場合には、Ｆｅ_３（Ａｌ，Ｓｉ）、Ｆｅ（Ａｌ，Ｓｉ）などで構成される拡散層１２ａが地鉄とめっき層との間に厚く（１μｍ以上）成長してしまう。

　そこで、本発明者らは、通常のめっき条件とは異なるめっき浴温度の温度、浸漬時間、鋼板の侵入板温の条件でめっき鋼板を製造することで、拡散層１２ａの厚さを従来よりも薄くすることに成功した。

　第一に、めっき浴の温度および浸漬時間である。めっき浴の温度が高すぎると、めっき鋼板におけるＦｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの拡散層１２ａが１μｍ以上に成長し、ホットスタンプ成形体に厚い界面層を形成して、層状の金属層の形成を避けることができない。また、めっき浴の温度を低減しても、浸漬時間が長過ぎる場合にも同様の問題がある。このため、めっき浴温度を極力低下させる、具体的には、めっきの溶融温度＋５～２０℃に制限し、浸漬時間を１～３秒に制限した。このような条件で母材（地鉄）１１とめっき層１３との間に成長する拡散層１２は、図３に参照して、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）を主体とする薄い層になる。このような拡散層１２を有するめっき鋼板１０は、その後にホットスタンプを行っても、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）５などで構成される界面層を成長させることはない。

　第二に、めっき浴への鋼板の侵入温度について検討した。本発明においては、めっき浴の温度を下げ、浸漬時間を短くすると、将来、厚い界面層になるＦｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの拡散層１２の成長を抑制できる。しかし、侵入板温がめっき浴温よりも低いと、めっき浴が固化しめっき層１３の清浄が損なわれることが懸念される。一方で、侵入温度が高すぎると、冷却速度が低下してＦｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの拡散層１２が厚く成長するという問題がある。これらの問題を考慮して、侵入板温は、めっき浴温度＋５～２０℃にした。

　本発明者らは、上記の製造条件に加えて、めっき層１３中に７．０％以上のＭｇを含有させるというさらなる工夫を行った。Ｍｇは、めっき層１３中のＺｎと結合してＭｇＺｎ_２相３２ａとなる。そのため、ホットスタンプ時に溶融Ｚｎがに侵入し、鋼材内部に割れが生ずるＬＭＥ、溶融Ｚｎが原因となるスポット溶接性の低下を防ぐ。そして、めっき層１３中にＭｇを含有させることで、ホットスタンプ時に母材のＦｅが、薄くなった拡散層１２を突き破ってめっき層１３に拡散するのを抑制できる。そして、ＦｅのＺｎ、Ａｌ、または、ＺｎおよびＡｌの混合物と、地鉄との過度の反応を抑制し、拡散層１２の成長も抑制することができる。さらに、めっき層１３中に含まれる微量のＦｅがＡｌと反応し、島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂを形成することができる。

　また、意外なことに、本発明者らは、ホットスタンプ成形体のＦｅＡｌ_２相３２ｂが島状であることを見出した。この島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂは、融点が高い金属間化合物であるため、スポット溶接時の連続打点性を向上させ、ＬＭＥを抑制する効果を有すると考えられる。

　図３は、上記のとおり、本発明者らが見出した条件で製造しためっき鋼板の模式図である。図４は、上記のとおり、本発明者らが見出した条件で製造しためっき鋼板をホットスタンプすることで製造されたホットスタンプ成形体の模式図である。図４に示すとおり、本発明者らが見出した条件で製造したホットスタンプ成形体２０は、界面層３１は薄く、ＭｇＺｎ_２相３２ａと島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂが混在した状態の主層３２を備える。島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂは、融点が高い金属間化合物であるため、スポット溶接時の連続打点性を向上させ、ＬＭＥを抑制する効果を有する。

　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記を要旨とする。
　（１）鋼母材と、
　前記鋼母材の表面に形成された金属層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
　前記金属層は、質量％で、Ａｌ：３０．０～３６．０％を含み、厚みが１００ｎｍ～５μｍであり、前記鋼母材との界面に位置する界面層と、ＭｇＺｎ_２相と島状のＦｅＡｌ_２相が混在し、厚みが３μｍ～４０μｍであり、前記界面層の上に位置する主層とを備え、
　前記金属層の平均組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．０～４５．０％、
Ｆｅ：１０．０～４５．０％、
Ｍｇ：２．０～１０．０％、
Ｓｂ：０～０．５％、
Ｐｂ：０～０．５％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｃａ：０～３．０％、
Ｓｒ：０～０．５％、
Ｃｒ：０～１．０％、
Ｎｉ：０～１．０％、
Ｍｎ：０～１．０％、
Ｓｉ：０～１．０％、
残部：１２．０～４５．０％のＺｎおよび不純物であり、
　前記主層において、前記ＭｇＺｎ_２相が、質量％で、
Ｍｇ：１３．０～２０．０％、
Ｚｎ：７０．０～８７．０％、
Ａｌ：０～８．０％、
Ｆｅ：０～５．０％を含有し、
　前記主層において、前記ＦｅＡｌ_２相が、質量％で、
Ａｌ：４０．０～５５．０％、
Ｆｅ：４０．０～５５．０％、
Ｚｎ：０～１５．０％を含有する、
ホットスタンプ成形体。

　（２）前記主層において、
　前記ＦｅＡｌ_２相の体積分率が５０．０～８０．０％であり、
　前記ＭｇＺｎ_２相の体積分率が２０．０～５０．０％である、
上記（１）のホットスタンプ成形体。

　（３）前記主層において、
　前記ＦｅＡｌ_２相の体積分率が６０．０～７５．０％であり、
　前記ＭｇＺｎ_２相の体積分率が２５．０～４５．０％である、
上記（１）または（２）のホットスタンプ成形体。

　本発明によれば、疲労特性、スポット溶接性、および塗装後耐食性に優れるホットスタンプ成形体を提供することができる。

図１は、通常のめっき工程で製造されためっき鋼板を示す模式図である。図２は、通常のめっき工程で製造されためっき鋼板から得たホットスタンプ成形体を示す模式図である。図３は、本発明者らが見出した条件で製造しためっき鋼板を示す模式図である。図４は、本発明者らが見出した条件で製造しためっき鋼板から得たホットスタンプ成形体を示す模式図である。図５は、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の金属層断面の反射電子像である。図６は、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の島状のＦｅＡｌ_２相の定義を示す模式図である。

　以下、本発明の一実施形態であるホットスタンプ成形体、ホットスタンプ成形体を得るためのめっき鋼板、および、ホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。なお、含有量についての「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものとする。

　１．ホットスタンプ成形体２０について
　図４および図５を参照して、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の概要を説明する。図４および図５を参照して、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０は、鋼母材（以下、単に「母材」ともいう。）１と、金属層３とを備え、金属層３は、母材１との界面に界面層３１と、主層３２とを備え、主層３２は、ＭｇＺｎ_２相３２ａと島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂが混在した状態のものとなる。金属層３の外面は、場合によって、酸化物層４が存在する。ただし、めっき層１３の化学組成、特に、Ｚｎ、Ｍｇ成分の関係から、めっき鋼板表面全体にわたって、めっき断面において層状の酸化物は形成されにくい。よって、酸化物層４は、観察されても部分的にＺｎ、Ｍｇ、Ｃａ成分等の酸化物が微量に付着する程度である。また、この酸化物層４は、化成処理等の工程中のアルカリ処理によって取り除かれ、最終製品の表面には残存しない場合がある。

　１－１．母材１について
　母材１は、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の用途に応じた特性を有しておれば、特に制約はない。母材１には、例えば、下記の化学組成を有する鋼を用いることができる。

　Ｃ：０．０５％～０．４０％
　炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ成形体の強度を高めるのに有効な元素であるが、Ｃ含有量が多すぎると、ホットスタンプ成形体の靭性を低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．０５％～０．４０％とする。好ましいＣ含有量の下限値は、０．１０％であり、より好ましいＣ含有量の下限値は、０．１３％である。好ましいＣ含有量の上限値は、０．３５％である。

　Ｓｉ：０．５％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸するのに有効な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が多すぎると、ホットスタンプの加熱中に鋼中のＳｉが拡散して、鋼板表面に酸化物を形成し、その結果、りん酸塩処理の効率を低下させる。また、Ｓｉは、鋼のＡｃ_３点を上昇させる元素である。このため、Ｓｉの過剰な含有は、鋼板のＡｃ_３点が上昇させて、ホットスタンプの加熱温度を上昇させるので、めっき層中のＺｎの蒸発が避けられなくなる。従って、Ｓｉ含有量は、０．５％以下とする。好ましいＳｉ含有量の上限値は、０．３％であり、より好ましいＳｉ含有量の上限値は、０．２％である。好ましいＳｉ含有量の下限値は、求められる脱酸レベルによって異なるが、通常、０．０５％である。

　Ｍｎ：０．５％～２．５％
　マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を高める。一方、Ｍｎを過剰に含有させても、その効果は飽和する。従って、Ｍｎ含有量は、０．５％～２．５％とする。好ましいＭｎ含有量の下限値は、０．６％であり、より好ましいＭｎ含有量の下限値は、０．７％である。また、好ましいＭｎ含有量の上限値は、２．４％であり、より好ましいＭｎ含有量の下限値は、２．３％である。

　Ｐ：０．０３％以下
　りん（Ｐ）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。従って、Ｐ含有量は、０．０３％以下とする。Ｐ含有量は、できる限り少なくすることが好ましく、０．０２％以下とするのが好ましい。Ｐ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、好ましい下限は０．０１％である。

　Ｓ：０．０１％以下
　硫黄（Ｓ）は、鋼中に含まれる不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．００５％以下とするのが好ましい。Ｓ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、好ましい下限は０．０００１％である。

　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に有効である。しかし、Ａｌの過剰な含有は、鋼板のＡｃ_３点が上昇させて、ホットスタンプの加熱温度を上昇させるので、めっき層中のＺｎの蒸発が避けられなくなる。鋼のＡｃ_３点が上昇してホットスタンプ時の加熱温度がめっき層中のＺｎの蒸発温度を超えるおそれがある。従って、Ａｌ含有量は、０．１％以下とする。好ましいＡｌ含有量の上限値は、０．０５％であり、より好ましいＡｌ含有量の下限値は、０．０１％である。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。

　Ｎ：０．０１％以下
　窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避的に含まれる不純物である。Ｎは窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる。Ｎは、鋼中にボロン（Ｂ）がさらに含有される場合、Ｂと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性を低下させる。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量はできる限り少なくすることが好ましく、０．００５％以下とするのが好ましい。Ｎ含有量の過剰な低減はコスト上昇を招くので、好ましい下限は０．０００１％である。

　Ｂ：０～０．００５％
　ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼板の強度を高めるので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｂを過剰に含有させても、その効果は飽和する。従って、Ｂ含有量は、０～０．００５％とする。好ましいＢ含有量の下限値は０．０００１％である。

　Ｔｉ：０～０．１％
　チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して窒化物を形成して、ＢＮ形成による焼入れ性の低下を抑制することができる。また、Ｔｉは、ピン止め効果により、ホットスタンプの加熱時にオーステナイト粒径を微細化し、鋼板の靱性等を高めることができる。よって、Ｔｉを母材に含有させてもよい。しかし、Ｔｉを過剰に含有させても、上記効果は飽和し、しかも、Ｔｉ窒化物が過剰に析出すると、鋼の靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は、０～０．１％とする。好ましいＴｉ含有量の下限値は、０．０１％である。

　Ｃｒ：０～０．５％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高めて、ホットスタンプ成形品の強度を高めるのに有効であるので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が過剰であり、ホットスタンプの加熱時に溶解し難いＣｒ炭化物が多量に形成されると、鋼のオーステナイト化が進行し難くなり、逆に焼き入れ性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は、０～０．５％とする。また、好ましいＣｒ含有量の下限値は０．１％である。

　Ｍｏ：０～０．５％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高めので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｍｏを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。従って、Ｍｏ含有量は、０～０．５％とする。また、好ましいＭｏ含有量の下限値は０．０５％である。

　Ｎｂ：０～０．１％
　ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して、ホットスタンプ時に結晶粒を微細化し、鋼の靭性を高める元素であるので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、上記効果は飽和し、さらに、焼入れ性を低下させる。従って、Ｎｂ含有量は、０～０．１％とする。好ましいＮｂ含有量の下限値は０．０２％である。

　Ｎｉ：０～１．０％
　ニッケル（Ｎｉ）は、ホットスタンプの加熱時に、溶融Ｚｎに起因した脆化を抑制することができるので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｎｉを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。従って、Ｎｉ含有量は、０～１．０％とする。好ましいＮｉ含有量の下限値は０．１％である。

　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する母材の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。本明細書において、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料である鉱石またはスクラップに含まれ得る成分、または、製造環境などに起因して混入され得る成分であり、本発明の効果を妨げない範囲で許容される成分である。なお、任意添加元素については、上記不純物として母材に含有されていてもよい。

　１－３．金属層３について
　（ａ）界面層３１について
　界面層３１は、ホットスタンプの加熱によってめっき層中のＡｌ成分が母材（地鉄）に拡散して、Ｆｅと結合した層のことであり、Ｆｅ－Ａｌ主体の金属間化合物（以下、単に「Ｆｅ－Ａｌ」ともいう。）で構成される。

　Ｆｅ－Ａｌは、原子比が決まった金属間化合物である。Ｆｅ－Ａｌの元素組成比（質量％）は、Ａｌ：約３３％、Ｆｅ：約６７％となる。ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察によれば、界面層３１の極表層にＡｌ濃度の高いＡｌ_３Ｆｅ相が、層を形成しない微小析出物として形成されること、母材近傍にＦｅ_３Ａｌ相等が、層を形成しない微小析出物として形成されることがある。そして、ＳＥＭ－ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法）等を用いて、５０００倍程度の倍率で当該層を定量分析すると、Ａｌ含有量は３０．０～３６．０％の範囲で変動する。よって、界面層のＡｌ含有量は、３０．０～３６．０％の範囲とする。

　なお、Ｆｅ－Ａｌ主体の金属間化合物には、めっき鋼板の母材およびめっき層の化学組成によっては、少量Ｚｎ、Ｍｎ、ＮｉなどがＦｅ－Ａｌに固溶し、含有されることがある。よって、Ｆｅ－Ａｌ主体の金属間化合物とは、Ａｌ：３０．０～３６．０％を含み、残部は実質的にＦｅであるということができる。ここで、「実質的」とは、３％未満の他の成分（例えば、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、およびＮｉ）の含有を許容することを意味する。

　ここで、界面層は、母材のバリア被膜となり、一定の耐食性を有する。よって、界面層は、塗膜下腐食の際に、地鉄の溶出を防ぎ、腐食試験等でカット傷から発生する流れ赤錆（具体的には、カット傷から垂れ状に筋模様を形成する赤錆）の発生を抑制することができる。このような効果を得るために、界面層の厚さを１００ｎｍ以上とする。しかし、界面層が厚すぎると、Ｆｅ－Ａｌ自体から形成される赤錆が流れ赤錆となるので、界面層の厚みは５μｍ以下とする。よって、界面層の厚みは、１００ｎｍ以上５μｍ以下とする。なお、界面層の厚みは、明瞭な錆抑制効果を確認するために、下限を５００ｎｍとするのが好ましく、上限を２μｍとするのが好ましい。上限は、１μｍとするのがさらに好ましい。

（ｂ）主層３２について
　図４および図５を参照して、主層３２は、ＭｇＺｎ_２相３２ａと島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂが混在した状態の層である。主層３２は、ホットスタンプ時のスケール発生を抑制する効果を有し、かつ、ホットスタンプ成形体２０の耐食性を担う。ホットスタンプ成形体２０の耐食性は、主層３２の犠牲防食により母材（地鉄）に赤錆を発生させないようにする作用と、主層３２と、さらに上層の塗膜（図示省略）との密着性を確保し、錆範囲を拡張させない作用によって発揮される。

　ＭｇＺｎ_２相３２ａと島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂが混在した状態とは、島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂが主層３２全体に分散（点在）していることを意味する。島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂの具体的な様子は図５に示されている。島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂには、島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂ単体で存在しているもののほか、隣接する複数の島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂが凝集しているものも含まれる。

　本発明のＦｅＡｌ_２相３２ｂは島状であることを特徴とする。ＦｅＡｌ_２相３２ｂを金属層３と母材１との界面に投影した長さを２ｄ（図６中の２ｄ_１、２ｄ_２、２ｄ_３、２ｄ_４参照）とし、ＦｅＡｌ_２相３２ｂの周囲長さをＬとして、測定した２ｄとＬから、下式を用いて比周囲長さＲを算出し、Ｒが２以上のＦｅＡｌ_２相を島状であるとした。
Ｒ＝Ｌ／２ｄ≧２

　島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂは、めっき層と地鉄の界面において地鉄側からめっき層中へ層状に成長するものではなく、めっき層中に球状に核生成し、成長したものである。実際の断面組織を観察すると、球状の相が接触し、固着した状態で観察される。島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂは三次元的には球状に成長しているため、通常の製法で形成されるめっき層／地鉄の界面の層状ＦｅＡｌ_２相に比べて、主層内部におけるＭｇＺｎ_２相との接触面積が大きい。

　島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂが形成される機構について詳細は明らかでないが、下記の仮説が考えられる。本発明のホットスタンプ前のめっき鋼板１０の拡散層１２（Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５など）は、その厚さが１μｍ未満と薄く、かつ、拡散層１２中へのＳｉ固溶量が少ないため、化学結合はあまり強くない状態である。よって、めっき鋼板１０を製造した時点で拡散層１２を通してめっき層１３中に微量のＦｅが分散する。また、ホットスタンプの加熱中においても、母材中のＦｅが拡散層１２を通って、溶融状態にあるめっき層１３中に拡散する。めっき層中の微量分散Ｆｅがホットスタンプ時に核生成サイトとしてＡｌ原子およびＺｎ原子と結合し、島状に成長するものと推察される。

島状ＦｅＡｌ_２相が形成される場合、加熱前のめっき層１３に対して発煙硝酸を用いて溶解した溶液を分析すると、０．０５～０．５％のＦｅが検出される。一方で、通常の条件で製造しためっき鋼板１０ａの場合、母材中のＦｅの拡散が溶融状態にあるめっき層１３ａに及ばず、結果として、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの界面層２１ａを成長させ、得られたホットスタンプ成形体２０ａは、層状の構造を有することになると考えられる。

　ＭｇＺｎ_２相３２ａは、金属間化合物であることから、原子比から成分濃度がほぼ一定で、Ｍｇ濃度は１６．０％程度となり、Ｚｎ濃度は８４．０％程度となる。しかし、ＭｇＺｎ_２相中には、Ａｌが０～８．０％の範囲で固溶し、Ｆｅが０～５．０％の範囲で固溶することがあるため、Ｍｇ濃度は１３．０～２０．０％の範囲で定義され、Ｚｎ濃度は、７０．０～８７．０％の範囲で定義される。これらの成分以外の残部は不純物である。不純物としては、例えば、０～０．０１％のＮｉ、０～０．０１％のＳｉなどが挙げられる。

　島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂは、金属間化合物であることから、原子比から成分濃度がほぼ一定で、Ａｌ濃度、およびＦｅ濃度共に５０．０％程度となる。しかし、ＦｅＡｌ_２相中には、Ｚｎが０～１５．０％の範囲で固溶することがあるため、Ａｌ濃度は、４０．０～５５．０％の範囲で定義され、Ｆｅ濃度は、４０．０～５５．０％の範囲で定義される。これらの成分以外の残部は不純物である。不純物としては、例えば、０～０．０１％のＮｉ、０～０．０１％のＳｉなどが挙げられる。

　ＦｅＡｌ_２相３２ｂが層状から島状になることで、金属層中のＭｇＺｎ_２相３２ａ内のＡｌ成分が減少するので、スポット溶接時の連続打点性を向上する。ＭｇＺｎ_２相３２ａに存在するＡｌ成分は、スポット溶接のＣｕ電極と反応して、著しく連続打点性を低下させるからである。また、ＦｅＡｌ_２相が層状ではなく、島状になることで、ホットスタンプ時に発生する溶融Ｚｎの母材への侵入が抑制され、ＬＭＥを抑制する効果を有する。ただし、ＦｅＡｌ_２相３２ｂの量を単純に増大させただけだと、かえって耐食性を悪化することもあるので、ＦｅＡｌ_２相の量と形態のバランスが重要である。

　島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂの大きさには特に制約がないが、大きすぎると主層３２中に偏在するおそれがある。島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂが偏在すると、耐食性および耐チッピング性に悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、島状ＦｅＡｌ_２相３２ｂの大きさはできる限りバラツキが小さいことが好ましく、偏在していないことが好ましい。

　ＭｇＺｎ_２相３２ａは、主層３２中に含有されることで、ホットスタンプ成形体の赤錆発生を抑制することができる。通常、ＭｇＺｎ_２相の量が増大する程、耐食性が向上する。また、ＭｇＺｎ_２相３２ａは、主相層中へのＺｎの固溶を防止し、ホットスタンプの加熱時の液相Ｚｎの発生を抑制する。液相Ｚｎは、スポット溶接時にも発生し、Ｃｕ電極と反応することで連続打点性を低下させる。ＭｇＺｎ_２相３２ａを主層３２中に存在させることにより、液相Ｚｎの発生を抑制し、連続打点性の低下も抑制することができる。ただし、ＭｇＺｎ_２相の量が多すぎる場合、ホットスタンプ時に、金型にめっき層が溶着したり、ＭｇＺｎ_２相内でＺｎ濃度が高い領域が生成されることでＬＭＥが発生したりするおそれがある。

　そのため、主層３２において、ＦｅＡｌ_２相３２ｂの体積分率が５０．０～８０．０％であり、ＭｇＺｎ_２相３２ａの体積分率が２０．０～５０．０％であることが好ましい。この範囲であれば、優れた耐食性、スポット溶接性、ＬＭＥ性、および金型溶着性が得られやすい。ＦｅＡｌ_２相３２ｂの体積分率は、６０．０～７５．０％とするのが好ましく、ＭｇＺｎ_２相３２ａの体積分率は、２５．０～４０．０％とするのが好ましい。

　主層３２の厚みが３μｍ未満の場合、腐食時に母材（地鉄）を十分に保護することができないため、主層３２の厚みは３μｍ以上とする。主層３２の厚みが増大した場合、耐食性が向上する傾向にあるが、厚すぎると、スポット溶接性に悪影響を与えるので、主層３２の厚みは、４０μｍ以下とする。なお、主層３２の厚みの下限は、６μｍとするのが好ましく、１０μｍとするのがより好ましい。主層３２の厚みの上限は、３０μｍとするのが好ましく、２５μｍとするのがより好ましい。

　（ｃ）金属層３の平均組成について
　金属層３は、下記の平均組成を有する。

　Ａｌ：２０．０～４５．０％
　Ａｌは、ホットスタンプ時の加熱によって、母材１および金属層３の界面付近では界面層３１を形成して、主層３２においてＦｅＡｌ_２相３２ｂを生成することにより、Ｆｅが母材１から主層３２中に過度に拡散するのを抑制するために必須の元素である。金属層３中のＡｌ含有量が少なすぎると、界面層３１の厚さが薄くなり、Ｆｅが母材１から主層３２に拡散しやすくなり、ＭｇＺｎ_２相３２ａに固溶するＦｅ含有量が高くなる。また、主層３２中のＦｅＡｌ_２相３２ｂを減少させる。その結果、スポット溶接性の低下、ＬＭＥの発生、およびホットスタンプ時の溶着の発生につながる。よって、金属層３中のＡｌ含有量の下限値は２０．０％とする。

　一方、金属層３中のＡｌ含有量が多すぎると、金属層３中のＭｇＺｎ_２相３２ａ内に固溶するＡｌ濃度が高くなり、犠牲防食作用が弱くなり、塗膜下耐食性が低下し、赤錆発生までの時間が悪化するという問題が生じる。したがって、金属層３中のＡｌ含有量の上限は、４５．０％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は、２５．０％であり、より好ましい下限は２９．０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は、４４．０％であり、より好ましい上限は３８．０％である。

　Ｆｅ：１０．０～４５．０％
　ホットスタンプ時に、めっき鋼板を加熱すると、Ｆｅが母材１から金属層３に拡散するため、ホットスタンプ成形体２０の金属層３には必ずＦｅが含まれる。Ｆｅは、金属層３中のＡｌと結合して、界面層３１および主層３２中のＦｅＡｌ_２相３２ｂを形成する。金属層３中のＦｅ濃度は、界面層３１の厚みが増大し、主層３２中のＦｅＡｌ_２相３２ｂの量が増大するほど上昇する。Ｆｅ濃度が低い場合、ＦｅＡｌ_２相３２ｂの量も減少するため、主層３２の構造が崩れやすくなる。具体的には、Ｆｅ濃度が１０．０％未満である場合、主層３２中のＭｇＺｎ_２相３２ａの量が相対的に増加し、スポット溶接性、および溶着性が悪化する傾向にあるため、金属層３のＦｅ含有量の下限は、１０．０％とする。一方、Ｆｅ濃度が高すぎる場合、ＦｅＡｌ_２相３２ｂの量が多くなり、主層３２中のＭｇＺｎ_２相３２ｂが相対的に減少することで、主層３２の構造が崩れて耐食性が悪化する傾向にあるため、金属層３のＦｅ含有量の上限は、４５．０％とする。金属層３のＦｅ含有量の下限は、２０．０％とするのが好ましく、２７．０％とするのがより好ましく、３２．５％とするのがさらに好ましい。金属層３のＦｅ含有量の上限は、４２．０％とするのが好ましく、３６．５％とするのが好ましい。

　Ｍｇ：２．０～１０．０％
　Ｍｇは、金属層３の耐食性を向上し、腐食試験における塗膜下の膨れ幅を改善するのに有効な元素である。また、Ｍｇは、ホットスタンプの加熱時に、金属層３中のＺｎ成分と結合して液相Ｚｎの発生を防止するので、ＬＭＥ割れを抑制する効果も有する。金属層３中のＭｇ濃度が過度に低い場合、ＭｇＺｎ_２相が形成されず、主層３２中に固溶Ｚｎが残存するので、ＬＭＥが発生する可能性が増大する。そのため、Ｍｇ含有量は、２．０％以上とする。一方、金属層３中のＭｇ含有量が多すぎると、過度に犠牲防食が働き、腐食試験において、塗膜膨れ幅、および流れ錆が急激に大きくなる傾向がある。よって、Ｍｇ含有量の上限は、１０．０％とする。Ｍｇ含有量は、３．０％以上とするのが好ましく、３．５％以上とするのがより好ましい。

　Ｓｂ：０～０．５％
　Ｐｂ：０～０．５％
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｓｎ：０～１．０％
　Ｔｉ：０～１．０％
　Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、ＳｎおよびＴｉは、金属層３中でＺｎと置換され、ＭｇＺｎ_２相内で固溶体を形成するが、所定の含有量の範囲内であれば、ホットスタンプ成形体２０に悪影響を及ぼさない。よって、これらの元素が金属層３に含まれていてもよい。しかし、それぞれの元素の含有量が過剰な場合、ホットスタンプの加熱時に、これらの元素の酸化物が析出し、ホットスタンプ成形体２０の表面性状を悪化させ、りん酸化成処理が不良となって塗装後耐食性が悪化する傾向にある。また、腐食試験での赤錆発生までの時間も早くなる。また、Ｐｂ、Ｓｎの含有量が過剰な場合には、溶着性およびＬＭＥ性を劣化させる。ＳｂおよびＰｂの含有量は、０．５％以下、Ｃｕ、ＳｎおよびＴｉの含有量は１．０％以下とする。ＳｂおよびＰｂの含有量は０．２％以下とするのが好ましく、Ｃｕ、ＳｎおよびＴｉの含有量は、０．８％以下が好ましく、０．５％以下がより好ましい。

　Ｃａ：０～３．０％
　Ｓｒ：０～０．５％
　ＣａおよびＳｒは、製造時にめっき浴上に形成されるトップドロスの生成を抑制することができる。また、ＣａおよびＳｒは、ホットスタンプの熱処理時に、大気酸化を抑制する傾向があるため、熱処理後のめっき鋼板の色変化を抑制することができる。これらの効果は、ＣａよりもＳｒの方が強いため、Ｓｒのほうが少量で効果を発揮する。また、これらの元素の含有量が過剰な場合、腐食試験において塗膜膨れ幅および流れ錆に悪影響を与える。よって、ＣａおよびＳｒから選択される一種以上を、Ｃａ含有量は３．０％以下、Ｓｒ含有量は０．５％以下の範囲で、金属層３に含有させてもよい。Ｃａ含有量は、２．０％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましい。Ｓｒ含有量は、０．３％以下とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．１％以上とするのが好ましく、Ｓｒ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。

　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｎｉ：０～１．０％
　Ｍｎ：０～１．０％
　Ｃｒ、ＮｉおよびＭｎは、めっき鋼板においては、めっき層と母材との界面付近に濃化し、めっき層表面のスパングルを消失させるなどの効果を有する。これらの元素は、ホットスタンプ成形体２０の金属層３中では、Ｆｅと置換され、界面層３１中に含まれるか、主層３２中のＦｅＡｌ_２相３２ｂ中で固溶体を形成する。よって、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｎから選択される一種以上が、金属層３中に含まれていてもよい。しかし、これらの元素の含有量が過剰な場合には、塗膜膨れ幅および流れ錆が大きくなり、耐食性が悪化する傾向にある。よって、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｎの含有量は、それぞれ１．０％以下とする。Ｃｒ、ＮｉおよびＭｎの含有量は、０．５％とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましい。Ｃｒ、ＮｉおよびＭｎの含有量の下限は、０．０１％とするのが好ましい。

　Ｓｉ：０～１．０％
　Ｓｉは、溶融状態のＺｎおよびＡｌの活量を大きく下げ、ホットスタンプ時におけるＦｅおよび金属層３を構成する元素の拡散に大きく影響を与える元素である。したがって、Ｓｉは、ＦｅＡｌ_２相３２ｂの分散構造を大きく崩しかねないため、適切な含有量に制限する必要がある。金属層３中のＳｉ含有量が過剰な場合、金属層３中のＭｇＺｎ_２相３２ａが減少して、母材と金属層との界面を起点にＭｇ_２Ｓｉ相が形成され、耐食性が大きく悪化する。また、ＭｇＺｎ_２相の減少によって、フリーとなったＺｎがＺｎ相を形成するため、ＬＭＥが発生することがある。さらに、Ｓｉは、金属層３内部へのＦｅの拡散を抑制し、界面層３１の成長およびＦｅＡｌ_２相３２ｂの成長を阻害する。このため、Ｓｉ含有量は、極力低減するのが好ましく、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．２％以下とするのが好ましく、より好ましいのは０％である。

　残部：１２．０～４５．０％のＺｎおよび不純物
　金属層３中において、防錆の観点からＺｎの含有は必須である。金属層３中に含まれるＺｎ成分のほとんどは、ＭｇＺｎ_２相３２ａとして存在している。一方、Ｚｎ原子はＡｌ原子と置換することが可能であるから、Ｚｎは、少量ではあるが、ＦｅＡｌ_２相３２ｂにも固溶することが可能である。従って、金属層中に含まれるＭｇＺｎ_２相３２ａの量が増大した場合、金属層３中のＺｎ濃度も増大する。

　ここで、金属層３中のＺｎ含有量が高く、ＺｎがＭｇＺｎ_２相３２ａとして存在している、ホットスタンプ成形体２０は、腐食試験に供すると、ＭｇＺｎ_２相３２ａが溶出して白錆が発生する。一方、金属層３中のＺｎ含有量が低く、ＭｇＺｎ_２相などのＦｅを含まない金属間化合物がほとんど存在しない、ホットスタンプ成形体は、腐食試験に供すると、金属層中のＦｅを含有する金属間化合物が腐食して、赤錆が発生してしまう。すなわち、腐食時に白錆または赤錆のいずれが発生するかは、金属層３中のＺｎ含有量および主層３２中のＭｇＺｎ_２相３２ａの存在に密接な関係がある。

　具体的には、金属層３中のＺｎ含有量が１２．０％以上である場合、塗膜クロスカット傷からの腐食試験において白錆が発生するが、金属層３中のＺｎ含有量が１２．０％を下回る場合、即座に赤錆が発生する。このため、金属層３中のＺｎ含有量は、１２．０％以上とする。一方、Ｚｎ含有量が多すぎると、金属層３中でＭｇと反応しないＺｎ相が析出する。Ｚｎ相の析出は、ＬＭＥを発生させる可能性があり、結果として、ホットスタンプ成形体の疲労強度を悪化させる可能性がある。よって、Ｚｎ含有量は、４５．０％以下とする。Ｚｎ含有量の好ましい下限は、１６．５％であり、より好ましい下限は１８．５％である。また、Ｚｎ含有量の好ましい上限は、４０．０％であり、より好ましい上限は、３２．０％である。

　このように、金属層３の残部は、１２．０～４５．０％のＺｎおよび不純物とする。不純物として、上記以外の任意の元素が、本発明の効果を妨げない範囲で含まれていてもよい。

　１－４．酸化物層４について
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の最表層には、めっき成分の酸化によって酸化物層４が形成される場合がある。酸化物層４は、ホットスタンプ後に供されるりん酸化成処理性および電着塗装性を悪化させる恐れがあるので、薄い方がよい。１．０μｍ以下の厚みであれば、金属層３の主たる性能に影響を与えない。

　２．めっき鋼板１０について
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０を得るために用いるめっき鋼板１０について説明する。図３を参照して、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０を得るために用いるめっき鋼板１０は、母材（地鉄）１１とめっき層１３との間に拡散層１２を備える。母材１１の化学組成は、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の母材１の化学組成と共通するので、説明を省略する。拡散層１２は、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）を主体とする薄い層である。めっき層１３は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層であり、ホットスタンプ後に上述した化学組成を有する金属層３を形成するものであれば特に制約がない。めっき層１３としては、例えば、下記の化学組成を有するものを用いることができる。

　Ｚｎ：１７．０％以上
　Ｚｎは、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の主層３２にＭｇＺｎ_２相３２ａを形成するために必須の元素であり、その含有量は、１７．０％以上とすることが推奨される。

　Ａｌ：１０．０～７０．０％
　Ａｌは、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の主層３２に島状のＦｅＡｌ_２相３２ｂを形成するために必須の元素であり、その含有量は、１０．０～７０．０％とすることが推奨される。

　Ｍｇ：７．０～２０．０％
　Ｍｇは、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の主層３２にＭｇＺｎ_２相３２ａを形成するために必須の元素であり、その含有量は、７．０～２０．０％とすることが推奨される。この範囲のＭｇは、溶融状態にあるＺｎ、Ａｌ、または、ＺｎおよびＡｌの混合物と、地鉄との過度の反応を抑制する。

　Ｆｅ：０．０５～２．０％
　Ｆｅは、ホットスタンプの加熱中に島状のＦｅＡｌ_２相を析出するために、その含有量は０．０５％以上とすることが推奨される。一方、ホットスタンプ時の過度な合金化反応を抑制するために、Ｆｅの含有量は、２．０％以下が好ましい。めっき層中のＦｅは、めっき浴中に含まれていたものだけでなく、母材由来のものも含まれる。

　Ｓｉ：０～１．０％
　Ｓｉは、その含有量が多すぎると、ホットスタンプ時にＭｇと反応してＭｇ_２Ｓｉ相を形成し、耐食性が大きく悪化する。よって、その含有量は１．０％以下が好ましい。

　めっき層１３には、さらに下記の元素が含まれていてもよい。これらの元素の含有量は、ホットスタンプ前後で、ほとんど変化しない。また、それぞれの元素の含有量の範囲については、金属層３における説明と共通するので、省略する。
　Ｓｂ：０～０．５％
　Ｐｂ：０～０．５％
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｓｎ：０～１．０％
　Ｔｉ：０～１．０％
　Ｃａ：０～３．０％
　Ｓｒ：０～０．５％
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｎｉ：０～１．０％
　Ｍｎ：０～１．０％

　なお、めっき層１３には、本発明の効果を妨げない範囲であれば、上記以外の任意の元素が不純物として含有されていてもよい。

　めっき層１３の厚みは、例えば、３～５０μｍとしてもよい。また、めっき層１３は、鋼板の両面に設けられてもよく、鋼板の片面のみに設けられていてもよい。

　３．ホットスタンプ成形体２０の製造方法
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体２０の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の製造方法は、母材を準備する工程（母材準備工程）と、母材にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層を形成してめっき鋼板を準備する工程（めっき処理工程）と、めっき鋼板に対してホットスタンプを行う工程（熱間プレス工程）と、を含み、必要に応じて防錆油膜形成工程、及びブランキング加工工程を含む。以下、各工程を詳述する。

　［母材準備工程］
　本工程は、母材を準備する工程である。例えば、上述した化学組成を有する溶鋼を製造し、製造された溶鋼を用いて、鋳造法によりスラブを製造する。または、製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造してもよい。さらに、製造されたスラブ又はインゴットを熱間圧延することで母材（熱延板）を製造する。なお、必要に応じて、上記熱延板に対して酸洗処理を行った後、熱延板に対して冷間圧延を行い、冷延板を母材として用いてもよい。

　［めっき処理工程］
　本工程は、母材にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層を形成する工程である。本工程では、前述した組成のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層を母材の両面に形成する。めっき層の付着量は、片面当たり１７０．０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。なお、本工程では、めっき付着の補助として、Ｎｉプレめっき、Ｓｎプレめっき等の各種プレめっきを施すことも可能であるが、各種プレめっきは、合金化反応に変化を及ぼすため、プレめっきの付着量は、片面当たり２．０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。

　ただし、めっき鋼板に、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などで構成される拡散層１２ａを成長させないようにするためには、下記を満足する条件でめっき処理を行うことが推奨される。

　めっき浴の温度が高すぎると、めっき鋼板におけるＦｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの拡散層１２ａが１μｍ以上に成長し、ホットスタンプ成形体に厚い界面層を形成して、層状の金属層の形成を避けることができない。また、めっき浴の温度を低減しても、浸漬時間が長過ぎる場合にも同様の問題がある。このため、めっき浴温度を極力低下させる、具体的には、めっきの溶融温度＋５～２０℃に制限し、浸漬時間を１～３秒に制限することが好ましい。このような条件で母材（地鉄）１１とめっき層１３との間に成長する拡散層１２は、図３に参照して、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）を主体とする薄い層になる。このような拡散層１２を有するめっき鋼板１０は、その後にホットスタンプを行っても、Ｆｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などで構成される界面層を成長させることはない。

　上記のように、めっき浴の温度を下げ、浸漬時間を短くすると、将来、厚い界面層になるＦｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの拡散層１２の成長を抑制できる。しかし、侵入板温がめっき浴温よりも低いと、めっき浴が固化しめっき層１３の清浄が損なわれることが懸念される。一方で、侵入温度が高すぎると、冷却速度が低下してＦｅ_２（Ａｌ，Ｚｎ）_５などの拡散層１２が厚く成長するという問題がある。これらの問題を考慮すると、侵入板温は、めっき浴温度＋５～＋２０℃とするのが好ましい。

　［熱間プレス工程］
　本工程は、上述のめっき鋼板に対して、緩加熱した後、ホットスタンプを行う工程である。本工程では、主に通電加熱（ジュール熱）、または輻射熱を利用してめっき鋼板を加熱する。

　ホットスタンプ工程では、まず、めっき鋼板を加熱炉に挿入し、鋼板のＡｃ_３点以上の温度である９００℃でめっき鋼板を均熱化させた後、めっき鋼板を炉から取り出し、直ちに水冷ジャケットを備えた平板金型で挟み込むことでプレス加工と同時に冷却する。なお、加熱されためっき鋼板を炉から取り出して冷却を開始するまでの時間は５秒程度であり、冷却開始は、めっき鋼板の温度が８００℃程度の時点で行う。なお、冷却は、めっき鋼板の冷却速度が遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点（４１０℃）までの冷却速度が５０℃／秒以上となるように行う。

　ホットスタンプの昇温過程および保持時間には、最適条件が存在する。昇温過程における昇温速度は、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上である。昇温速度を上記の値以上とすることにより、めっき層中に地鉄から過度のＦｅが供給されることを抑制することができる。また、同様の理由から、均熱のための保持時間は、９００℃で６０秒以下が好ましく、３０秒以下がより好ましい。

　上記のホットスタンプ工程によって、めっき鋼板からホットスタンプ成形体を得ることができる。ホットスタンプ工程では、めっき鋼板は高温に曝されるが、めっき層が地鉄の酸化を抑制するため、スケール形成を抑制することができる。なお、冷却金型を矩形、円形等の様々な形状の金型とすることで、ホットスタンプ成形体の形状を変化させることが可能である。

　以上では、めっき鋼板の母材の準備から本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明したが、上記説明に限定されない。例えば、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、市場から購入等した所望のめっき層を有するめっき鋼板をホットスタンプすることによって製造することも可能である。以下では、当該製造方法において任意選択可能な工程を併記する。

　［防錆油膜形成工程］
　本工程は、めっき処理工程後、かつ、ホットスタンプ工程前に、ホットスタンプ用のめっき鋼板の表面に防錆油を塗布して防錆油膜を形成する工程である。ホットスタンプ用のめっき鋼板が製造されてからホットスタンプが行われるまでに、長期間が経過している場合、めっき鋼板の表面が酸化するおそれがある。しかし、本工程により防錆油膜が形成されためっき鋼板の表面は酸化し難く、これにより、スケールの形成が抑制される。なお、防錆油膜の形成方法は、公知の技術を適宜用いることができる。

　［ブランキング加工工程］
　本工程は、防錆油膜形成工程後、かつ、ホットスタンプ工程前に、ホットスタンプ用のめっき鋼板に対して剪断加工または打ち抜き加工の少なくともいずれかを行って、めっき鋼板を特定の形状に加工する工程である。ブランキング加工後のめっき鋼板の剪断面は酸化し易いが、上述した防錆油膜形成工程によって、めっき鋼板表面に事前に防錆油膜が形成されていれば、めっき鋼板の剪断面にも防錆油がある程度広がることにより、ブランキング加工後のめっき鋼板の酸化を抑制することができる。

　以上、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明したが、上述した実施形態は本発明の例示にすぎない。従って、本発明は、上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内において、適宜設計変更することができる。

　４．ホットスタンプ成形体２０の解析方法について
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体における金属層の解析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２０の金属層３、界面層３１および主層３２それぞれの厚みは、ホットスタンプ成形体２０から試験片を切り出し加工し、樹脂等に埋め込んだ後、断面研磨し、ＳＥＭ観察画像を測長することで判断することができる。また、ＳＥＭにおいて反射電子像にて観察を実施すれば、金属成分によって観察時のコントラストが異なることから、各層を識別し、各層の厚みを確認することが可能である。なお、界面層３１と主層３２との界面が分かりにくく、界面層３１の厚みが特定しにくい場合は、ライン分析を実施し、Ａｌ濃度が３０．０～３６．０％となる位置を界面層３１と主層３２との界面と特定すればよい。異なる３以上の視野において、同様の組織構造の観察を行い、各視野における平均の厚みを算出し、これを金属層３、界面層３１および主層３２それぞれの厚みとする。

　なお、金属層３の組織に広がりが存在する場合は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）によるマッピング像等を利用すれば、各層の厚みを正確に把握することが可能となる。また、あらかじめ成分確定した合金を用いて、高周波グロー放電発光分光分析装置（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ：ＧＤＳ）で定量分析用の検量線を作成し、対象とする層の深さ方向の元素強度分布を把握することで、各層の厚みを決定することもできる。例えばφ５ｍｍのＧＤＳ分析にて、深さ方向の成分強度がほぼ平坦になる場所の成分を把握し、５箇所以上の測定結果から、その平均値を採用して各層の厚みを決定しても良い。

　また、金属層３全体の化学組成は、地鉄の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液に金属層３を溶解し、金属層３の剥離溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することで確認することが可能である。この場合、測定されるのは、界面層３１と、主層３２との合計の平均的な成分値である。加熱する前のめっき層の平均組成は、発煙硝酸を用いてめっき層を溶解し、剥離溶液をＩＣＰ発光分光法によって測定することで確認することが可能である。ここで、発煙硝酸を用いるのは、発煙硝酸を用いればＦｅ－Ａｌ系金属間化合物の影響を溶解させることなく残存させ、めっき層中のみに含有されるＦｅ濃度を測定することが可能であるためである。

　主層３２中におけるＭｇＺｎ_２相３２ａおよびＦｅＡｌ_２相３２ｂの成分値は、ＳＥＭ－ＥＤＸ、ＥＰＭＡ観察等によって定量分析を実施することが好ましい。この場合、複数の同様の組織構造を有する場所にて定量分析を実施し、これらの平均値を成分値として採用することが好ましい。各相の成分の決定においては、少なくとも１０箇所以上の平均値を採用することが好ましい。

　主層３２中におけるＭｇＺｎ_２相３２ａおよびＦｅＡｌ_２相３２ｂの体積分率は、任意の断面における主層３２のＳＥＭの反射電子像から、コンピューター画像処理を実施することで算出することができる。通常、ＭｇＺｎ_２相３２ａおよびＦｅＡｌ_２相３２ｂは、反射電子像においてコントラストが大きく異なる組織であるため、２値化によって簡易的に各相の面積率を測定しても良い。具体的には、ＭｇＺｎ_２相３２ａおよびＦｅＡｌ_２相３２ｂの体積分率は、少なくとも５断面（５視野）以上のＳＥＭの反射電子像からＭｇＺｎ_２相３２ａおよびＦｅＡｌ_２相３２ｂの面積率を測定し、測定した面積率の平均をそのまま主層３２中に占める各相の体積分率と定義する。

　金属層３の耐食性は、実環境に即したデータが得られる暴露試験を用いて評価することが最も好ましいが、高耐食性めっきは評価に時間を要するため、腐食促進試験にて耐食性評価を実施してもよい。例えば、塩水噴霧試験、または複合サイクル腐食試験を行い、白錆発生状況、または赤錆発生状況を判断することで、耐食性を評価することができる。ホットスタンプ成形体は塗装して使用されることが多いため、ホットスタンプ成形体に事前に自動車用の塗装を施してもよく、必要に応じてホットスタンプ成形体の表面にカット傷を付与してもよい。

　スポット溶接性は、スポット溶接機を使用し、ホットスタンプと同等の熱処理を施しためっき鋼板にてウェルドローブ試験を実施して適性電流値を測定した後、連続打点試験を実施することで評価することができる。例えば、開始時のナゲット径を６ｍｍとし、ナゲット径が４√ｔ（ｔは鋼板厚さ）を下回るまでの打点数を測定することで、スポット溶接性を評価することができる。

　ＬＭＥの発生は、ホットスタンプ後、曲げ試験を行った試験片にて金属層３からの割れ部を観察することで確認することができる。具体的には、ホットスタンプ成形体を直ちにＶ曲げ試験等に供し、Ｖ曲げ試験を行った試験片を樹脂等に埋め込み、表面研磨し、金属層３からの割れ部を観察することで確認することできる。また、同時に、曲げ試験に使用した金型を観察することによって、ホットスタンプ時のめっき層の溶着有無についても判断することが可能である。

　以下の手順でＦｅＡｌ_２相が島状であることを判断した。
（１）上記のとおり、ＦｅＡｌ_２相の面積率の測定と同様にして、主層３２中において全輪郭線が認識できるＦｅＡｌ_２相３２ｂをＳＥＭの反射電子像から認識した。このとき、ＦｅＡｌ_２相の面積から算出した円相当径が１００ｎｍ以上のものを測定対象とした。１００ｎｍ未満のＦｅＡｌ_２相は、性能に実質的な影響を与えないので無視した。
（２）ＦｅＡｌ_２相３２ｂを金属層と母材との界面に投影した長さ２ｄ、ＦｅＡｌ_２相の輪郭線（周囲長さ）Ｌを測定した。なお、隣接する複数の島状ＦｅＡｌ_２相が凝集している場合には、凝集体を構成する、それぞれのＦｅＡｌ_２相の２ｄおよびＬを測定した。
（３）そして、測定した２ｄとＬを式Ｒ＝Ｌ／２ｄに当てはめてＲ値を算出した。
（４）上記のとおり、ＦｅＡｌ_２相３２の面積率の測定と同様に、少なくとも５断面（５視野）以上のＳＥＭの反射電子像から、１断面につき５個以上で合計５０個以上のＦｅＡｌ_２相３２ｂのＲ値を測定した。そして、測定したＲ値の平均を主層３２中に占めるＦｅＡｌ_２相３２のＲ値とした。
（５）Ｒ＝２．０以上のとき、ＦｅＡｌ_２相３２ｂは島状であるとした。一方で、ＦｅＡｌ_２相３２ｂが２．０未満のとき、ＦｅＡｌ_２相３２ｂは層状であるとした。ＦｅＡｌ_２相３２ｂが２．０未満のとき、ＦｅＡｌ_２相３２ｂは従来のホットスタンプ成形体とほぼ同じ状態であり、Ｒ値の測定に使用できるＦｅＡｌ_２相３２ｂは非常に少なかった。

　以下、実施例によって本発明を具体的に説明する。本発明は、以下の実施例に限定されるものではない。

　まず、ホットスタンプ成形体を構成する母材を準備した。即ち、表１に示す化学組成を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造した。次いで、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造し、熱延鋼板をさらに酸洗した後、冷間圧延を行って冷延鋼板を製造した。製造した冷延鋼板をホットスタンプに用いるめっき鋼板の母材（板厚は、１．４ｍｍ、または０．８ｍｍ）とした。

　次に、製造した母材を用いて、レスカ社製バッチ式溶融めっき装置を使用し、表２および表３に示す成分を含有するめっき浴を用いて、表４および表５に示す条件で、めっき鋼板を製造した。なお、Ｎｏ．４５、４６の比較例は、それぞれ、ホットスタンプ用のめっき鋼板として、従来使用されているＡｌ合金めっき鋼板、及び合金化亜鉛めっき鋼板である。具体的には、Ｎｏ．４５の比較例は、Ａｌ－１０％Ｓｉ合金めっき鋼板であり、Ｎｏ．４６の比較例は、Ｚｎ－１１％Ｆｅ合金化亜鉛めっき鋼板である。

　ホットスタンプは、鋼板のＡｃ_３点以上の温度である９００℃に加熱炉の炉温を設定し、めっき鋼板を加熱炉に装入して９００℃で加熱した後、水冷ジャケットを備えた金型でプレスすることで実施した。なお、ホットスタンプは、加熱処理の条件を変更して、２種類実施した。

　加熱処理Ａでは、ホットスタンプの加熱方式を通電加熱とし、鋼板の両端を電極で挟み込み、５０℃／秒で室温から９００℃まで昇温した後、３０秒保持し、次いで、加熱炉から鋼板を取り出し、直ちに水冷ジャケットを備えた平板金型に鋼板を挟み込んでホットスタンプすることで、ホットスタンプ成形体を製造した。この際、加熱炉内では、窒素フローを実施することで、炉内の酸素濃度を１８％未満に制御した。

　加熱処理Ｂでは、ホットスタンプの加熱方式を大気開放炉での輻射熱加熱とし、５～１０℃／秒で室温から９００℃まで１２０秒で昇温した後、６０秒保持し、次いで、加熱炉から鋼板を取り出し、直ちに水冷ジャケットを備えた平板金型に鋼板を挟み込んでホットスタンプすることで、ホットスタンプ成形体を製造した。

　なお、冷却条件は、加熱処理ＡおよびＢ共に同様であり、冷却速度が遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点（４１０℃）程度まで、５０℃／秒以上の冷却速度となるように焼入れを制御した。また、必要に応じて、ホットスタンプ成形体からサンプルを切り出した。

　製造したホットスタンプ成形体から切り板サンプルを切り出し、めっき剥離して、ホットスタンプ成形体の金属層の化学組成を測定した。また、切り板を樹脂埋め込みし、ＳＥＭ－ＥＤＸまたはＥＰＭＡ分析によって定量分析を実施することで、界面層および主層の厚みを測定し、また、Ａｌ_２Ｆｅ相、およびＭｇＺｎ_２相の成分を定量分析した。結果を表６～表９に示す。

　ホットスタンプ成形体の性能を表１０および表１１に示す。なお、各性能の試験方法は、以下のとおりである。

　［熱間Ｖ曲げ試験］
　ＬＭＥ性を調べるため、ホットスタンプ前のめっき鋼板（５０ｍｍ×５０ｍｍ×１．４ｍｍ）を加熱炉に装入して９００℃に加熱した。なお、加熱炉の炉温は、鋼板のＡｃ_３点以上の温度である９００℃に設定した。

　次いで、加熱炉から鋼板を取り出し、直ちに大型プレス機を用いて熱間Ｖ曲げ加工を行った。なお、加熱炉から鋼板を取り出し始めてから、鋼板の加工を開始するまでの時間は５秒に設定した。加工後、５０℃／秒以上の冷却速度にてマルテンサイト変態開始点（４１０℃）程度まで焼入れした。金型の形状は、Ｖ曲げ加工による曲げ半径の外側部分が曲げ加工終了時に１５％程延ばされるような形状とした。

　Ｖ曲げ加工部位の鋼板の厚み方向の断面をＳＥＭ及び反射電子検出器を用いて観察し、反射電子像を確認することにより、液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）の発生の有無を確認した。

　Ｖ曲げ加工部位の断面を観察し、下記のように評価した。クラックが発生していないもの、および、クラックは発生しているが、その終端が主層内のものは、「ＡＡＡ」（最良）とする。クラックの終端が界面層内のものを「Ａ」（良）とする。クラックが母材に達しているものを「Ｂ」（不良）とする。そして、評価「Ａ」以上を合格とした。この結果を表１０および表１１に併記する。

　同時に、同様のＶ曲げ試験を１００回繰り返した。各試験後、熱間Ｖ曲げ試験に用いた金型へのめっき付着（溶着）を確認し、わずかにでも金型に溶着が確認された場合、溶着有と判断した。溶着の発生率が０％である場合を「ＡＡＡ」（最良）と評価し、溶着の発生率が０～５％である場合を「Ａ」（良）と評価し、溶着の発生率が５％以上である場合を「Ｂ」（不良）と評価した。そして、評価「Ａ」以上を合格とした。この結果を表１０および表１１に併記する。

　［腐食試験］
　次いで、ホットスタンプ成形体（板状１００×５０ｍｍ）に対して、日本パーカライジング株式会社製の表面調整処理剤（商品名：プレパレンＸ）を用いて、表面調整を室温で２０秒間行った。次いで、表面調整後のホットスタンプ成形体に対して、日本パーカライジング株式会社製のりん酸亜鉛処理液（商品名：パルボンド３０２０）を用いて、りん酸塩処理を行った。具体的には、処理液の温度を４３℃とし、ホットスタンプ成形体を処理液に１２０秒間浸漬した。これにより、ホットスタンプ成形体の鋼板表面にりん酸塩被膜を形成した。

　上述のリン酸塩処理を実施した後、各試験番号の板状のホットスタンプ成形体に対して、日本ペイント株式会社製のカチオン型電着塗料を、電圧１６０Ｖのスロープ通電で電着塗装し、更に、焼き付け温度１７０℃で２０分間焼き付け塗装した。電着塗装後の塗料の膜厚の平均は、いずれの試料についても１５μｍであった。

　耐赤錆性の評価は、上記塗装後のホットスタンプ成形体に、鋼材に到達するまでクロスカットを入れ、複合サイクル腐食試験（ＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１）を行うことで評価した。具体的な評価方法としては、赤錆が発生するまでの時間で評価した。上記の複合サイクル腐食試験の３０サイクル時点で赤錆が発生したものを「Ｂ」（不良）と評価し、６０サイクル時点で赤錆が発生したものを「Ａ」（やや良）と評価し、９０サイクル時点で赤錆が発生したものを「ＡＡ」（良）と評価し、１５０サイクル以上でも赤錆が発生しなかったものを「ＡＡＡ」（最良）と評価した。そして、評価「Ａ」以上を合格とした。この結果を表１０および表１１に併記する。

　また、上記の複合サイクル腐食試験の１２０サイクル時点で、カット傷からの塗膜の最大膨れ幅をクロスカット周囲、８点平均で算出し、塗膜膨れ性を評価した。１２０サイクル時点での塗膜膨れ幅が３ｍｍ以上のものは「Ｂ」（不良）と評価し、塗膜膨れ幅が２ｍｍ～３ｍｍのものを「Ａ」（良）と評価し、塗膜膨れ幅が２ｍｍ未満のものを「ＡＡＡ」（最良）と評価した。そして、評価「Ａ」以上を合格とした。この結果を表１０および表１１に併記する。

　また、上記の複合サイクル腐食試験の１２０サイクル時点で、塗膜膨れ部の先端から錆付着部先端の流れ錆（錆垂れ幅）をクロスカット周囲、８点平均で算出し、流れ錆幅を測定した。１２０サイクル時点での流れ錆幅が５ｍｍ以上のものを「Ｂ」（不良）と評価し、流れ錆幅が３ｍｍ～５ｍｍのものを「Ａ」（良）と評価し、流れ錆幅が３ｍｍ未満を「ＡＡＡ」（最良）と評価した。そして、評価「Ａ」以上を合格とした。この結果を表１０および表１１に併記する。

　［スポット溶接］
　次いで、ホットスタンプ成形体の連続打点性を確認するため、ホットスタンプ成形体において主層厚みが２５μｍとなるサンプル（０．８ｍｍ板）を準備した。

　溶接条件は、加圧力１８６０Ｎ、スクイズタイム３０サイクル、アップスロープ３サイクル、通電時間７サイクル、ホールドタイム２５サイクル、使用電極：オバラＤＨＯＭ型、予打点２０点とした。ナゲット径は、ピール剥離により測定し、ボタン径をナゲット径として評価した。異径の場合は長径、短径の平均値をナゲット径とした。連続打点の電流値は、予め同溶接条件で、ウェルドローブ試験を実施し、ナゲット径が６ｍｍとなる電流値を採用した。以上の条件にて、平均ナゲット径が３．８ｍｍ以下となる打点まで連続打点を実施した。

　連続打点数が１００点未満のものを「Ｂ」（不良）と評価し、連続打点数が１００点～２００点のものを「Ａ」（やや良）と評価し、連続打点数が２００点～１０００点以上のものを「ＡＡ」（良）と評価し、連続打点数が１０００点以上を「ＡＡＡ」（最良）と評価した。そして、評価「Ａ」以上を合格とした。この結果を表１０および表１１に併記する。

　表２～表１１を参照すると、発明例のホットスタンプ成形体は、疲労特性、スポット溶接性、および耐食性に優れていることがわかる。

　一方、比較例のホットスタンプ成形体は、疲労特性、スポット溶接性、および耐食性の評価項目において「Ｂ」（不良）評価が含まれており、疲労特性、スポット溶接性、および耐食性のうちのいずれか一つまたは複数が満足しない結果となった。

１０　めっき鋼板
１１　母材
１２ａ　拡散層
１３ａめっき層　
２０　本実施形態に係るホットスタンプ成形体
１　鋼母材（母材）
３　金属層
３１　界面層
３２　主層
３２ａ　ＭｇＺｎ_２相
３２ｂ　ＦｅＡｌ_２相
４　酸化物層
１０ａ　通常の条件で製造しためっき鋼板
１１ａ　母材
１２ａ　拡散層
１３ａめっき層　
２０ａ　通常のホットスタンプ成形体
１ａ　母材
２ａ　表層部
２１ａ　界面層
２１ｂ　金属層
４ａ　酸化物層

Claims

　鋼母材と、
　前記鋼母材の表面に形成された金属層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
　前記金属層は、質量％で、Ａｌ：３０．０～３６．０％を含み、厚みが１００ｎｍ～５μｍであり、前記鋼母材との界面に位置する界面層と、ＭｇＺｎ_２相と島状のＦｅＡｌ_２相が混在し、厚みが３μｍ～４０μｍであり、前記界面層の上に位置する主層とを備え、
　前記金属層の平均組成が、質量％で、
Ａｌ：２０．０～４５．０％、
Ｆｅ：１０．０～４５．０％、
Ｍｇ：２．０～１０．０％、
Ｓｂ：０～０．５％、
Ｐｂ：０～０．５％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｃａ：０～３．０％、
Ｓｒ：０～０．５％、
Ｃｒ：０～１．０％、
Ｎｉ：０～１．０％、
Ｍｎ：０～１．０％、
Ｓｉ：０～１．０％、
残部：１２．０～４５．０％のＺｎおよび不純物であり、
　前記主層において、前記ＭｇＺｎ_２相が、質量％で、
Ｍｇ：１３．０～２０．０％、
Ｚｎ：７０．０～８７．０％、
Ａｌ：０～８．０％、
Ｆｅ：０～５．０％を含有し、
　前記主層において、前記ＦｅＡｌ_２相が、質量％で、
Ａｌ：４０．０～５５．０％、
Ｆｅ：４０．０～５５．０％、
Ｚｎ：０～１５．０％を含有する、
ホットスタンプ成形体。
　前記主層において、
　前記ＦｅＡｌ_２相の体積分率が５０．０～８０．０％であり、
　前記ＭｇＺｎ_２相の体積分率が２０．０～５０．０％である、
請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
　前記主層において、
　前記ＦｅＡｌ_２相の体積分率が６０．０～７５．０％であり、
　前記ＭｇＺｎ_２相の体積分率が２５．０～４５．０％である、
請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。