JP7260840B2 - ホットスタンプ部材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ホットスタンプ部材およびその製造方法に関する。
本願は、２０２０年０７月１４日に、日本に出願された特願２０２０－１２０４９４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、環境保護及び地球温暖化の防止のために、化学燃料の消費を抑制することが要請されている。このような要請は、例えば、移動手段として日々の生活や活動に欠かせない自動車についても例外ではない。このような要請に対し、自動車では、車体の軽量化などによる燃費の向上等が検討されている。自動車の構造の多くは、鉄、特に鋼板により形成されているので、この鋼板を薄くして重量を低減することが、車体の軽量化にとって効果が大きい。しかしながら、単純に鋼板の厚みを薄くして鋼板の重量を低減すると、構造物としての強度が低下し、安全性が低下することが懸念される。そのため、鋼板の厚みを薄くするためには、構造物の強度を低下させないように、使用される鋼板の機械的強度を高くすることが求められる。
よって、鋼板の機械的強度を高めることにより、以前使用されていた鋼板より薄くしても機械的強度を維持又は高めることが可能な鋼板について、研究開発が行われている。このような鋼板に対する要請は、自動車製造業のみならず、様々な製造業でも同様になされている。

一般的に、高い機械的強度を有する材料は、曲げ加工等の成形加工において、形状凍結性が低い傾向にあり、複雑な形状に加工する場合、加工そのものが困難となる。この成形性についての問題を解決する手段の一つとして、いわゆる「熱間プレス法（ホットプレス法、高温プレス法、ダイクエンチ法）」が挙げられる。この熱間プレス法では、成形対象である材料を一旦高温（鋼であればオーステナイト域温度）に加熱して、加熱により軟化した材料に対して、プレス加工を行って成形した後に、または成形と同時にプレス金型との接触による抜熱を利用して、材料を急速冷却することでマルテンサイト変態させ、高い機械的強度を得ることができる。

この熱間プレス法によれば、材料を一旦高温に加熱して軟化させ、材料が軟化した状態でプレス加工するので、材料を容易にプレス加工することができる。従って、この熱間プレス加工により、良好な形状凍結性と高い機械的強度とを両立したプレス成形品が得られる。特に材料が鋼の場合、成形と同時または成形後に行う冷却による焼入れ効果により、プレス成形品の機械的強度を高めることができる。

このような熱間プレス法は、高強度の部材を成形する方法として有望であるが、通常は大気中で鋼板を加熱する工程を有しており、鋼板の表面に酸化物（スケール）が生成する。そのため、これをショットブラストや酸洗等の後工程で除去する必要があった。ところがショットブラストでは完全にスケールを排除することが難しく、またショットによる鋼板の変形の可能性があった。また、酸洗の場合には廃水処理等をする必要があり、環境負荷の観点から対応策を講じる必要がある場合があった。したがって、ショットブラストや酸洗を行う場合、製造コストアップに繋がるという課題があった。
このような課題に対し、鋼板にＡｌめっきを施した、いわゆる、Ａｌめっき鋼板を使用することで加熱時の酸化抑制を図る技術が提案されている。例えば、特許文献１には、鋼板表面にアルミニウム被覆を有し、熱処理時のベース金属の酸化を防止することで高い耐食性を有する被覆鋼板が開示されている。また、この被覆は、熱処理時には鉄合金に変態し６００ＨＶを超え得る高い硬度を有することが示されている。また、特許文献２には、基礎鋼がアルミニウムプレコートまたはアルミニウム合金プレコートで被覆され、前記被覆が基礎鋼から外側へ順々に、相互拡散層、中間層、金属間化合物層、表面層からなる、被覆鋼製品が開示されている。また、この中間層、表面層は９００～１０００ＨＶの硬度を有することが示されている。また、特許文献３には、鋼成分として質量％でＣ：０．０５～０．７％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．７～２％、Ｐ：０．００３～０．１％、Ｓ：０．００３～０．１％を含有する鋼にＡｌを主体とするめっきを施した鋼板を使用して自動車部材を熱間プレス法で製造する方法と、それによって得られる、表面にＦｅＡｌ_２、Ｆｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ_３、ＦｅＡｌ、Ａｌ固溶α－Ｆｅの２種以上から成る合金層を有する鋼部品であって、この合金層の組織が３層構造で、最表層はＦｅＡｌ_２を主成分とした層であることを特徴とする、高強度自動車部品が開示されている。

しかしながら、特許文献１～２に開示された技術では、めっき中に硬質な層を有し、熱間プレス時に強く衝撃を受けるとめっきが剥離する場合があり、成形品の耐食性が低下するという問題があった。また、特許文献３に記載される部品では、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５は硬質であるため、合金層がいずれの構造を有する場合でも、めっきが剥離する場合があり、成形品の耐食性が低下する問題があった。

特許文献４には、素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっき層が形成され、このめっき層はＡｌ固溶されたα－Ｆｅからなる単一の軟質拡散層のみで構成されることを特徴とする、ホットプレス成形部材が開示されている。

しかしながら、この特許文献４で開示された技術では、成形時に鋼板が圧延され、板厚が減少するような非常に厳しい成形を受けた場合、単一の軟質な拡散層のみでは成形時の衝撃に耐えられず、疵やめっき剥離が発生し、成形品の耐食性が低下する問題があった。

日本国特開２０００－３８６４０号公報 国際公開第２００８／０５３２７３号公報 日本国特開２００７－３１４８７４号公報 国際公開第２０１６／１９０５３８号公報

本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、成形時に鋼板の板厚が減少するような厳しい成形を行った後でも、成形部耐食性に優れるホットスタンプ部材及びその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、加熱時の酸化抑制を図るためにＡｌを含むめっき鋼板をホットスタンプしてホットスタンプ部材を得る場合を前提として、ホットスタンプ後に得られるホットスタンプ部材の成形部耐食性をより向上させる手法について検討を行った。特に、成形時に鋼板の板厚が減少するような厳しい成形を行った後でも、優れた成形部耐食性が得られる手法について検討した。
検討の結果、ホットスタンプ部材の成形部耐食性の低下は、母材鋼板の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層について、１）熱間成形時のめっき剥離、２）めっき中のＳｉ含有量とＡｌ含有量との比、の２点が原因であることが分かった。本発明者らは、さらに検討を行った結果、１）、２）のそれぞれに対し、以下の対策を実施することで成形部耐食性が向上することを見出した。
具体的には、１）のめっき剥離の対策として、Ｆｅ－Ａｌ系の相の中でも硬質な化合物であるＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５（Ａｌ：４０～６５質量％）の生成を抑制するため、ホットスタンプ加熱後のめっき組成（めっき層の化学組成）について、Ａｌ含有量（Ｗ_Ａｌ、質量％）を０．５％以上３０．０％以下、Ｓｉ含有量（Ｗ_Ｓｉ、質量％）を０．１％以上６．０％以下、Ｆｅ含有量（質量％）を６４．０％以上９９．４％以下、にすることが有効であることを見出した。特に、Ｆｅ_２Ａｌ_５はビッカース硬度ＨＶ９００～１０００にもなる。前記Ｆｅ－Ａｌ系の相とは、Ｆｅ－Ａｌの２元系相に加え、Ｓｉを含有したＦｅ－Ａｌ－Ｓｉの３元系相および前記２元系相、前記３元系相にＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外の元素が固溶された相も含む。
また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の構造は、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５（Ａｌ：４０～６５質量％）に比べて軟質なＦｅＡｌ層およびＡｌ固溶フェライト層の２つの層（ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層のビッカース硬度は、例えばＨＶ３００～７００である）からなり、さらに、Ａｌ固溶フェライト層よりも硬質なＦｅＡｌ層が表面側に存在する、２層構造とすることが、プレス成形で金型からの耐疵付き性を向上させ、めっき剥離を抑制することも分かった。
また、一般にＳｉはＦｅよりも貴な元素であり、めっきによる母材の犠牲防食を阻害し耐食性を低下させる元素である。一方で、Ｓｉは、溶融アルミめっき浴への浸漬時にめっきと母材との界面で形成される硬質な合金層の過剰な成長を抑制し、調質圧延や加工時のめっき剥離現象を抑制する元素でもある。そのため、溶融アルミめっき鋼板の製造工程中のアルミめっき浴には一般にＳｉが含有されている。本発明者らは、Ｓｉを含有したＡｌ系めっきであっても、ホットスタンプ加熱工程中にめっき層の合金化を進めることで、部品とするホットスタンプ後にはめっき中におけるＳｉ含有量を低減できること、さらに、ＡｌがＦｅよりも卑な元素である点から、めっき中のＳｉ含有量とＡｌ含有量との比について、めっき中のＳｉ含有量（Ｗ_Ｓｉ、質量％）をＡｌ含有量（Ｗ_Ａｌ、質量％）に対し、式（１）に示す範囲に抑制することができれば、成形部耐食性を向上させることができることを見出した。
５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌ ・・・式（１）

本発明は、上記の知見に基づいてなされ、そ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部材は、母材鋼板と、前記母材鋼板の片面または両面の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層とを有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、Ｆｅ：６４．０％以上９９．４％以下、Ａｌ：０．５％以上３０．０％以下、Ｓｉ：０．１％以上６．０％以下、を含有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷ_Ｓｉ、Ａｌ含有量をＷ_Ａｌとしたとき、前記Ｗ_Ｓｉと前記Ｗ_Ａｌとが以下の式（１）を満足し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなり、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが、５μｍ以上８０μｍ以下である。
５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌ ・・・式（１）
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ部材は、前記ＦｅＡｌ層の厚みＤ１と、前記Ａｌ固溶フェライト層の厚みＤ２との比Ｄ２／Ｄ１が、０．８以上２．５以下であってもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のホットスタンプ部材は、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、ボイドを含有し、前記ボイドの直径が、５μｍ以上１５μｍ以下であってもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載のホットスタンプ部材は、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量の最大値が、質量％で３０．０％以下であってもよい。
［５］［１］～［４］のいずれかに記載のホットスタンプ部材は、前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｐ ：０．１００％以下、Ｓ ：０．１００％以下、Ｎ ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０％以上２．００％以下、Ｗ ：０％以上３．０％以下、Ｍｏ：０％以上３．０％以下、Ｃｏ：０％以上３．０％以下、Ｖ ：０％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０％以上１．００％以下、Ｎｉ：０％以上５．０％以下、Ｃｕ：０％以上３．０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、Ｏ ：０％以上０．００７０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
［６］本発明の別の一態様に係るホットスタンプ部材の製造方法は、上記［１］に記載のホットスタンプ部材を製造する方法であって、母材鋼板と前記母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングするブランキング工程と、前記ブランキング工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板を加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板に、成形及び冷却を行う成形工程と、を有し、前記Ａｌ系めっき層の、片面当たりの付着量が、５ｇ／ｍ^２以上１００ｇ／ｍ^２以下であって、前記Ａｌ系めっき層が、質量％で、Ａｌ：８３．０％以上９５．０％以下、Ｓｉ：５．０％以上１２．０％以下、Ｆｅ：０％以上５．０％以下、を含有し、前記加熱工程における、単位℃での最高加熱温度をＴ_Ｍａｘ、前記加熱工程において前記Ｔ_Ｍａｘから（Ｔ_Ｍａｘ－１０℃）の間に前記Ａｌ系めっき鋼板を保持する時間を単位分でｔ、前記付着量をＷとしたとき、前記Ｔ_Ｍａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが以下の式（２）を満足し、前記ＴＭａｘは８５０℃以上であり、前記加熱工程の終了から前記成形工程の前記冷却の開始との間が１５秒以下である。
７００≦（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）≦４０００・・・式（２）
［７］上記［６］に記載のホットスタンプ部材の製造方法は、前記Ａｌ系めっき層の、片面当たり付着量である前記Ｗが、１０ｇ／ｍ^２以上８０ｇ／ｍ^２以下であってもよい。
［８］上記［６］または［７］に記載のホットスタンプ部材の製造方法前記Ｔ_Ｍａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが、以下の式（３）を満足してもよい。
１０００≦（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）≦３０００・・・式（３）
［９］上記［６］～［８］のいずれかに記載のホットスタンプ部材の製造方法は、前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｐ ：０．１００％以下、Ｓ ：０．１００％以下、Ｎ ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０％以上２．００％以下、Ｗ ：０％以上３．０％以下、Ｍｏ：０％以上３．０％以下、Ｃｏ：０％以上３．０％以下、Ｖ ：０％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０％以上１．００％以下、Ｎｉ：０％以上５．０％以下、Ｃｕ：０％以上３．０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、Ｏ ：０％以上０．００７０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
［１０］上記［６］～［９］のいずれかに記載のホットスタンプ部材の製造方法は、前記Ａｌ系めっき鋼板において、前記母材鋼板と、前記Ａｌ系めっき層との間に界面合金層が存在してもよい。

本発明の上記態様によれば、成形部耐食性に優れたホットスタンプ部材（ホットスタンプによって得られた成形部材）及びその製造方法を提供することができる。
このようなホットスタンプ部材を自動車の部品に適用すれば、自動車の衝突安全性の向上や、自動車の軽量化による燃費向上とＣＯ_２等の排ガスの削減とに繋がる。

本実施形態に係るホットスタンプ部材１の模式図であって、母材鋼板２の両面の表面に形成された、表面から順に、ＦｅＡｌ層４Ａ，４Ｂ、Ａｌ固溶フェライト層３Ａ，３Ｂの２層からなるＦｅ－Ａｌ系めっき層の構造を示した模式図である。 Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ^２）を１０５０℃で２分保持することで母材鋼板の表面に形成された、ＦｅＡｌ層（表面側）およびＡｌ固溶フェライト層の２層からなるＦｅ－Ａｌ系めっき層を、平板金型の抜熱によって急冷した後に（板厚が変化する加工は行っていない）、光学顕微鏡で観察した図である。 図２の、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層に含有されるボイド（ａ）、（ｂ）の直径（μｍ）を、光学顕微鏡で測定した例である。 Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ^２）を９５０℃で０．５分保持することで母材鋼板の表面に形成された、５層からなるＦｅ－Ａｌ系めっき層（従来技術において一般的な構成のめっき層）を、平板金型の抜熱によって急冷した後に（板厚が変化する加工は行っていない）、光学顕微鏡で観察した図である。表面から第１層と第３層とはＦｅ_２Ａｌ_５である。 ホットスタンプのプレス成形後のホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層のめっき剥離の状況を示す例であって、めっき層が２層構造である本実施形態のめっき層の断面を、光学顕微鏡で観察した図である。この時のプレス成形は圧延によって行われ、圧延前後の板厚比（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１５％となるよう実施した。 ホットスタンプのプレス成形後のホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層のめっき剥離の状況を示す例であって、めっき層が５層構造である従来技術のめっき層の断面を、光学顕微鏡で観察した図である。この時のプレス成形は圧延によって行われ、圧延前後の板厚比（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１５％となるよう実施した。 めっき断面からのＥＤＳ分析結果による、本実施形態に係るホットスタンプ部材のめっき層の組成のＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｓｉの測定例（図中の●：分析点は図２の×印の１０点）と、本願の発明例の範囲（図中網掛け部）、および従来技術におけるＦｅ－Ａｌ系めっき層の組成のＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｓｉの測定例（図中△）とを示した図である。

図１に示す通り、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ部材（本実施形態に係るホットスタンプ部材）１は、母材鋼板２と、前記母材鋼板２の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層と、を有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、６４．０％以上９９．４％以下のＦｅと、０．１％以上６．０％以下のＳｉと、０．５％以上３０．０％以下のＡｌとを含有し、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷ_Ｓｉ、Ａｌ含有量をＷ_Ａｌとしたとき、５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌを満足する。また、本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、表面側から順に、ＦｅＡｌ層４Ａ，４Ｂ、Ａｌ固溶フェライト層３Ａ，３Ｂの２層からなり、前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが５μｍ以上８０μｍ以下である。
図１では、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層は、母材鋼板の両面に形成されているが、片面にのみ形成されていてもよい。

以下、本実施形態に係るホットスタンプ部材について、詳細に説明する。以下、特に断りの無い限り、含有量の％は、質量％を意味する。

＜Ｆｅ－Ａｌ系めっき層＞
本実施形態に係るホットスタンプ部材は、母材鋼板２の片面または両面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層を有する。本実施形態において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層とは、Ｆｅ－Ａｌの２元系相、Ｓｉを含有したＦｅ－Ａｌ－Ｓｉの３元系相および前記２元系相、前記３元系相にＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外の元素が固溶された相であって、Ｆｅを３０％以上含み、ＦｅとＡｌとを合計で５０％以上を含む層を意味する。Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外に含み得る元素として、母材鋼板や溶融Ａｌめっき設備から混入する元素、Ａｌめっき浴のインゴット中の不純物などがある。例えばＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏ、Ｚｎが挙げられ、それぞれＦｅ－Ａｌ系めっき層中に０％以上５．０％以下含有される場合がある。

（質量％で、６４．０％以上９９．４％以下のＦｅと、０．１％以上６．０％以下のＳｉと、０．５％以上３０．０％以下のＡｌとを含有する）
上述したように、ホットスタンプ部材の成形部耐食性が低下する原因は、熱間成形時のめっき剥離、およびめっき中に存在する（母材より）貴な元素であるＳｉと、（母材より）卑な元素であるＡｌとを含むめっき組織の存在にあると考えられる。
ホットスタンプ後のＦｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量（Ｗ_Ａｌ、質量％）が３０．０％以下となるようにすることで、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、及び／またはＦｅ_２Ａｌ_５等の硬質な金属間化合物の生成を抑制することができる。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量が３０．０％超であると、硬質な金属間化合物が生成し、成形によってめっき層が剥離しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は３０．０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは２８．０％以下である。
一方、Ａｌは、フェライトフォーマー元素であり、Ａｌ固溶フェライト層の形成を促進する作用を有する。またＡｌは、卑な元素であるため、めっきによる母材の犠牲防食作用を有し、成形部耐食性を向上させる。Ａｌ含有量が０．５％未満ではその向上効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量を０．５％以上にする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．０％以上である。
また、Ｓｉは貴な元素であり、ホットスタンプ後のＦｅ－Ａｌ系めっき層のＳｉ含有量（Ｗ_Ｓｉ、質量％）が６．０％超では、めっきの犠牲防食作用を阻害することに加え、比較的硬質な３元系合金相であるＡｌ_２Ｆｅ_３Ｓｉ_３（τ１、化学量論的な組成とならない場合もある）の生成が促進される。この場合、めっき剥離が生じるおそれがある。そのため、Ｓｉ含有量を６．０％以下にする。Ｓｉ含有量は、好ましくは５．５％以下、より好ましくは５．０％以下、更に好ましくは４．５％、４．０％、または３．８％以下である。
一方、Ｓｉ含有量が０．１％未満では、ホットスタンプ前のＡｌ系めっき鋼板で過度にＳｉが少なくなり、調質圧延や加工時のめっき剥離が生じ、ホットスタンプ部材での成形部耐食性の低下にも繋がる。また、ＳｉはＡｌと同じくフェライトフォーマー元素であり、Ａｌ固溶フェライト層の形成を促進し、合金層を軟質化させるので、Ｓｉ含有量を過度に低減するとめっきが脆性となり成形部耐食性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．１％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上である。
また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ、Ｓｉ以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。Ｆｅ含有量は、６４．０％以上９９．４％以下である。
不純物元素として、母材鋼板や溶融Ａｌめっき設備、Ａｌめっき浴のインゴット中のなどからめっき中に含有される、例えばＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏ、Ｚｎが挙げられる。これらの不純物は、合計で５．０％以下であれば、実質的な悪影響を及ぼさない。

上記のＦｅ－Ａｌ系めっき層の化学組成は、後述するように、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層を、表面から母材方向に向かって１０点を等間隔で分析して得られる平均組成である。しかしながら、硬質な金属間化合物が生成しないように、各測定点でのＡｌ含有量のうち最大の値（最大Ａｌ含有量）が、質量％で３０．０％以下であることが好ましい。

（質量％での、Ｓｉ含有量をＷ_Ｓｉ、Ａｌ含有量をＷ_Ａｌとしたとき、５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌを満足する）
本実施形態に係るホットスタンプ部材では、更に、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、Ｓｉ含有量をＷ_Ｓｉ、Ａｌ含有量をＷ_Ａｌとしたとき、５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌを満足する。貴な元素であるＳｉの含有量を、卑な元素であるＡｌの含有量の１／５以下に抑制にすることで、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の成形部耐食性の効果を高めることができる。より好ましくは、６×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌの関係を満足する。
すなわち、本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とが、図６の網掛け部に示される範囲にある。

Ｆｅ－Ａｌ系めっき層は、例えばＡｌ系めっき層を母材鋼板の表面に有するＡｌ系めっき鋼板が、ホットスタンプに際して加熱され、めっき層中にＦｅが拡散することで、形成される。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層として形成され得る金属間化合物は、例えばＦｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ε相（ＦｅＡｌ相と液相とから包晶反応により生成する相）、ＦｅＡｌ_２（ζ相）、Ｆｅ_２Ａｌ_５（η相）、ＦｅＡｌ_３（θ相）、またはＡｌ固溶フェライトである。めっき層中にＳｉが含有されている場合には、Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物の一部に代えてＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ系金属間化合物が生成する。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ系金属間化合物とは、例えばＡｌ_２Ｆｅ_３Ｓｉ_３（τ１）、Ａｌ_３ＦｅＳｉ（τ２）、Ａｌ_２ＦｅＳｉ（τ３）、Ａｌ_３ＦｅＳｉ_２（τ４）、Ａｌ_８Ｆｅ_２Ｓｉ（τ５）、Ａｌ_９Ｆｅ_２Ｓｉ_２（τ６）、Ａｌ_３Ｆｅ_２Ｓｉ_３（τ７）、Ａｌ_２Ｆｅ_３Ｓｉ_４（τ８）、Ａｌ_４Ｆｅ_１．７Ｓｉ（τ１０）、τ１１－Ａｌ_５Ｆｅ_２Ｓｉ（τ１１）等、またはＡｌ、Ｓｉ固溶フェライトである。
Ａｌ系めっき鋼板（Ａｌめっき浴組成：Ａｌ－９．５％Ｓｉ）に従来技術の条件でホットスタンプを行うと、めっき層の構造は、図４に示すような５層構造（表面側から順に第１層：Ｆｅ_２Ａｌ_５層、第２層：τ１またはＦｅＡｌ層、第３層：Ｆｅ_２Ａｌ_５層、第４層：ＦｅＡｌまたはτ１層、第５層：Ａｌ固溶フェライト）または、表面側から順に、Ｆｅ_２Ａｌ_５層（τ１またはＦｅＡｌが分散）、ＦｅＡｌ層またはτ１層、Ａｌ固溶フェライト層からなる３層構造となる。いずれの場合にも、硬質のＦｅ_２Ａｌ_５層が形成される。

本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、上述のようにＡｌ含有量及びＳｉ含有量が制御された上で、後述のようにホットスタンプの製造条件が適正に制御されることによって、上述した形成され得る金属間化合物のうち、剥離の原因となる硬質な金属間化合物であるＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５（それぞれＡｌ：４０～６０％、ＨＶ９００～１０００の値をとり得る）が生成しない。
本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層は、ＨＶ３００～７００の軟質なＡｌ固溶フェライト層とＦｅＡｌ層との２つの層からなるめっき層（いずれもＡｌ：３０．０質量％以下）である。また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層は、Ａｌ固溶フェライト層よりも硬質であるＦｅＡｌ層が、表面側に形成された（表面側から順にＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層となった）、２層構造である。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層をこのような２層構造とすることで、成形部耐食性とともにプレス成形で金型からの耐疵付き性にも優れ、めっき剥離を抑制できるホットスタンプ部材が得られる。

図２にＦｅ－Ａｌ系めっき層が、表面から順にＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなる場合の層構造を有するホットスタンプ部材の一例を示す。また、図４にＦｅ－Ａｌ系めっき層が、Ｆｅ_２Ａｌ_５層（第１層、第３層）を含む５層構造からなる場合の一例を示す。
図２は、Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ^２）を１０５０℃で２分保持することで得られためっき層の断面図である（保持後、平板金型を用いて冷却してから観察）。図中の印「×」はＦｅ－Ａｌ系めっき層の組成の分析点であり、表面から母材方向に向かって１０点を等間隔で分析したことを示している。
図４は、Ａｌ系めっき鋼板（片面当たりの付着量８０ｇ／ｍ^２）を９５０℃で０．５分保持することで得られためっき層の断面図である（保持後、平板金型を用いて冷却してから観察）。
図２、図４それぞれのめっき層に対し熱間成形を行った後の、めっき層の断面写真を図５Ａ、図５Ｂに示す。Ｆｅ_２Ａｌ_５層を含まず、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層との２層構造のめっき層（図５Ａ）では、５層構造のめっき層（図５Ｂ）に比べてクラックの発生頻度が減少し、ＦｅＡｌ層よりも軟質なＡｌ固溶フェライト層ではクラックの発生頻度が更に減少していることが分かる。

Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の組成、及び層構造は、以下の方法で求めることができる。
Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の組成は、ホットスタンプ部材を切り出し断面研磨した後、ナイタールエッチングを実施し、断面から電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて１０００倍の倍率で組成像として観察し、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層を元素分析することで求める。元素分析する時には、例えば図２（この図は光学顕微鏡の図である）の×印に示すように、めっき表面から母材方向に向かって各点の間を等間隔として１０点分析し、１点目のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉの質量％（１点目：Ｗ_Ｆｅ１、Ｗ_Ａｌ１、Ｗ_Ｓｉ２）、２点目のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉの質量％（２点目：Ｗ_Ｆｅ２、Ｗ_Ａｌ２、Ｗ_Ｓｉ２）、・・・、１０点目のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉの質量％（１０点目：Ｗ_Ｆｅ１０、Ｗ_Ａｌ１０、Ｗ_Ｓｉ１０）をそれぞれ求め、Ｗ_Ｆｅ１、Ｗ_Ｆｅ２、・・・、Ｗ_Ｆｅ１０の平均値をＷ_Ｆｅとして、Ｗ_Ａｌ１、Ｗ_Ａｌ２、・・・、Ｗ_Ａｌ１０の平均値をＷ_Ａｌとして、Ｗ_Ｓｉ１、Ｗ_Ｓｉ２、・・・、Ｗ_Ｓｉ１０の平均値をＷ_Ｓｉとする。
また、同様にして式（１）を満たすかどうかの確認方法としては、得られたＷ_Ｓｉ、Ｗ_Ａｌを用いて、５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌであるかどうかを確認する。ここで言うＥＰＭＡを用いた元素分析で質量％を求める際は、分析時の汚染（元素：Ｃ、Ｏ）の影響を除くため、検出された元素からＣ、Ｏの元素は除いて算出する。
また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の層構造は、表面から母材方向に向かって等間隔で測定したＡｌ含有量の分析結果（Ｗ_Ａｌ１、Ｗ_Ａｌ２、・・・、Ｗ_Ａｌ１０の値）のそれぞれが、質量％で、２０．０％超３０．０％以下である範囲をＦｅＡｌ層、０．５％以上２０．０％以下である範囲をＡｌ固溶フェライト層と定義する。
組成以外のＦｅＡｌ層の特定方法としては透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による構造解析による方法もあるが、本実施形態では、簡便な方法としてＥＰＭＡによるＡｌ濃度の分析結果を用いる。
図２の例で言えば、めっき層のうち、ボイド付近にＦｅ－Ａｌ層とＡｌ固溶フェライト層との境界があり、表面側（図中上側）がＦｅＡｌ層、母材側（図中下側）がＡｌ固溶フェライト層である。
上記ＥＰＭＡ分析によれば、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｉ以外の含有量も測定できる。

（ＦｅＡｌ層の厚みＤ１（μｍ）と、Ａｌ固溶フェライト層の厚みＤ２（μｍ）の比Ｄ２／Ｄ１が、０．８以上２．５以下）
ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層はいずれもＦｅ_２Ａｌ_５よりも軟質であるため、板厚が減少するような非常に厳しい成形を受けた際の成形部耐食性の点で重要な層であり、Ｄ２／Ｄ１の比が０．８以上２．５以下であることが、成形部耐食性の向上の点から、好ましい。ここで言う厳しい成形とは、例えば、板厚比（＝（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１０％以上となるような圧延を受けることを指す。
Ｄ２／Ｄ１が０．８未満であると、より軟質なＡｌ固溶フェライト層のＦｅ－Ａｌ系めっき層に占める割合が少ないため、熱間成形時にめっき剥離が増加し成形部耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｄ２／Ｄ１は０．８以上が好ましい。Ｄ２／Ｄ１はより好ましくは１．０以上である。一方、Ｄ２／Ｄ１が２．５超であると、ＦｅＡｌ層のＦｅ－Ａｌ系めっき層に占める割合が少ないため、プレス成形時の金型から受ける疵付きが増加し、成形部耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｄ２／Ｄ１は２．５以下が好ましい。より好ましくは、２．１以下である。
ＦｅＡｌ層の厚みＤ１、Ａｌ固溶フェライトＤ２の厚みは、ホットスタンプ加熱条件と加熱されるＡｌ系めっき鋼板のめっき付着量よって制御され、ホットスタンプ時の保持時間が長い程または加熱温度が高い程、またはめっき付着量が多い程、Ｄ１、Ｄ２はそれぞれ増加する。

（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ：５μｍ以上８０μｍ以下）
本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層の厚さは、５μｍ以上８０μｍ以下である。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが５μｍ未満では成形部耐食性が低下する。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さは、好ましくは７μｍ以上、より好ましくは１０μｍ以上である。一方、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが８０μｍ超では、プレス成形時にせん断応力や圧縮応力が強く掛り、めっきが容易に損傷し（パウダリング現象とも呼ばれる）、成形部耐食性が低下する。Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さは、好ましくは７０μｍ以下、より好ましくは６０μｍ以下である。

ＦｅＡｌ層の厚さＤ１、Ａｌ固溶フェライト層の厚さＤ２、及びＦｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ（Ｄ１＋Ｄ２）は、例えば、断面を研磨したサンプルからＥＰＭＡを用いて１視野の大きさを１００μｍ×１００μｍとして観察し、厚みを測定する。厚みを測定する際、隣り合う、Ａｌ含有量が０．５％以上２０．０％以下である測定点とＡｌ含有量が２０．０％超３０．０％以下である測定点との板厚方向の中点を、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層との境界とみなす。

（ボイドを含有し、ボイドの直径が、５μｍ以上１５μｍ以下）
本実施形態に係るホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層にはボイドが含有され、ボイドの大きさが直径で５μｍ以上１５μｍ以下であることが好ましい。ボイドはＡｌ系めっき層のＡｌが母材鋼板に向かって拡散する内方拡散と、母材鋼板のＦｅがＡｌ系めっき層に向かって拡散する外方拡散との、拡散速度差によって生じるカーケンダルボイド（Ｋｉｒｋｅｎｄａｌｌ ｖｏｉｄ）と考えられる。カーケンダルボイドがＦｅ－Ａｌ系めっき層に含有されることで、ホットスタンプの成形時にめっきに掛かる応力集中が緩和されてめっきの剥離が抑制される結果、成形部耐食性が向上する。この向上効果はボイドの大きさが、後述する方法にて定義される直径で、５μｍ未満の場合には得られない。このため、ボイドの大きさは直径で５μｍ以上である。好ましくは６μｍ以上、より好ましくは７μｍ以上、または８μｍ以上である。
また、ボイドの大きさは、直径で１５μｍ以下であることが好ましい。直径が１５μｍを超えると、ボイドが逆にホットスタンプ成形時に形成されるクラックの起点となり、めっき剥離が増加する。ボイドの直径は、好ましくは１４μｍ以下、より好ましくは１３μｍ以下、または１２μｍ以下である。

ボイドは、図３に例示するＦｅ－Ａｌ系めっき層の内部に含まれるボイドである。ボイドは、図３に示すように、ＦｅＡｌ層と、Ａｌ固溶フェライト層の界面付近に形成されることが多いが、いずれの位置であっても効果は得られる。
ボイドの大きさの特定方法としては、ホットスタンプ部材を切り出して断面研磨した後、ナイタールエッチングを実施し、断面を、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察する。ボイドは、めっきの空孔であるため光学顕微鏡では凹んで観察される。観察されたボイドを内包する最小の外接円を描き、その外接円の直径を、ボイドの直径として測定する。例えば図３の（ａ）ではボイドの直径が５．０μｍ、（ｂ）ではボイドの直径が６．１μｍとなる。本実施形態では、大きなボイドから順に１０箇所のボイドの直径を測定し、平均した値をボイドの直径とする。ボイドは、通常は円形又は楕円形であり、ホットスタンプの加熱温度、保持時間、またはＡｌとＦｅとの拡散の影響を受け、場合によっては、複数のボイド同士が拡大する過程で接し、不定形となる場合がある。

＜母材鋼板＞
本実施形態に係るホットスタンプ部材が有する母材鋼板について、詳細に説明する。

（化学組成）
本実施形態に係るホットスタンプ部材は、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が重要であり、母材鋼板については必ずしも限定されない。しかしながら、ホットスタンプ法は、金型によるプレス加工と焼入とを略同時に行う工法であることから、母材鋼板の化学組成は、焼入れ性の良い成分系として、以下の範囲であることが好ましい。以下の説明において、特に断りのない限り、成分についての「％」は、「質量％」を意味する。

本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、を含有し、任意に、Ｃｒ：２．００％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．００％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、及びＯ：０．００７０％以下からなる群から選択される１種以上を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物であることが好ましい。

（Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下）
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高める元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、焼入れ性が低下してホットスタンプ部材の強度が不足する。そのため、Ｃ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上、０．２５％以上、または０．２８％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、鋼板の靭性が著しく低下し、加工性が低下する。そのため、Ｃ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．４５％以下であり、さらに好ましくは、０．４３％以下、または０．４０％以下である。

（Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下）
ケイ素（Ｓｉ）含有量が０．０１％未満である場合、焼入れ性が低下し、ホットスタンプ部材の強度が低下する。また、疲労特性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。
一方、ＳｉはＦｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）であり、連続焼鈍めっきラインにおいてＳｉ含有量が２．００％を超えると、焼鈍処理中に安定なＳｉ系酸化被膜が鋼板表面に形成されて、溶融Ａｌめっきの密着性が阻害され、不めっきを生じる。そのため、Ｓｉ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．５０％以下であり、さらに好ましくは１．００％以下、０．５０％以下、または０．１０％以下である。

（Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下）
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、更に、Ｓに起因する熱間脆性を抑制可能な元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満である場合には、焼入れ性が低下して強度が不足する。そのため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上または０．６０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が５．００％を超える場合には、焼入れ後のホットスタンプ部材の耐衝突特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は５．００％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは４．５０％以下であり、さらに好ましくは４．００％以下または３．５０％以下である。

（Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下）
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性の観点から有用な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を、０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％、０．００１５％以上または０．００２０％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上記の焼入れ性向上効果は飽和する上、鋳造欠陥や熱間圧延時の割れを生じさせるなど、製造性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００７０％以下または０．００６０％以下である。

（Ｐ：０．１００％以下）
リン（Ｐ）は、不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、靭性が低下するなどの悪影響が顕著になる。そのため、Ｐ含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下または０．０５０％以下である。
一方、Ｐ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。しかしながら、Ｐ含有量を０．００１％未満とすることは、精錬限界の観点から経済的ではない。また、Ｐは固溶強化元素でもあり、比較的安価に鋼板の強度を上昇させることができる。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。

（Ｓ：０．１００％以下）
硫黄（Ｓ）は、不純物として含有される元素であり、ＭｎＳとして鋼中の介在物になる元素である。Ｓ含有量が０．１００％を超える場合には、ＭｎＳが破壊の起点となり、延性及び靭性が低下して、加工性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下または０．０３０％以下である。
一方、Ｓ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよい。しかしながら、Ｓ含有量を０．００１％未満とすることは、精錬限界の観点から経済的ではない。そのため、Ｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。

（Ａｌ：１．００％以下）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として鋼中に含有される。Ａｌは、Ｆｅよりも易酸化性元素であるため、Ａｌ含有量が１．００％を超える場合には、焼鈍処理中に安定なＡｌ系酸化被膜が鋼板表面に形成されてしまい、溶融Ａｌめっきの密着性が阻害され不めっきが生じる。そのため、Ａｌ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下、０．２０％以下または０．１０％以下である。
一方、Ａｌ含有量の下限は、特に限定するものではなく、０％としてもよいいが、Ａｌ含有量を０．０１％未満とする場合には精錬限界の観点から経済的ではない。そのため、Ａｌ含有量を０．０１％以上としてもよい。

（Ｎ：０．０１００％以下）
窒素（Ｎ）は、不純物として含有される元素である。固溶Ｎは特性に悪影響を及ぼすので、Ｎは特性の安定化の観点からは介在物の状態とすることが望ましく、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＡｌ等と結合させることが好ましい。Ｎ含有量が増加すると、Ｎを介在物とし固定するために含有させる元素の含有量が多量となり、コストアップを招くことになる。そのため、Ｎ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００８０％以下、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
一方、Ｎ含有量の下限は特に限定するものではなく、０％としてもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満にしようとすると、精錬限界の観点から経済的ではない。従って、Ｎ含有量は、０．００１０％以上としてもよい。

本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板では、上記の元素に加えてさらに、以下の元素（成分）を含有させることができる。以下に説明する元素を含まなくても、好ましい母材鋼板が得られるので、以下の元素の含有量の下限値は全て０％である。

（Ｃｒ：０％以上２．００％以下）
クロム（Ｃｒ）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高める効果を有する元素であるが、一般にＭｎよりも高価であるため含有させなくても（０％でも）良い。ただし、Ｍｎだけでは焼き入れ性が不足する場合にはＣｒを含有することが好ましく、その場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃｒは、Ｆｅよりも酸化されやすい元素（易酸化性元素）であるため、Ｃｒ含有量が２．００％を超える場合には、ＣＧＬの焼鈍処理中に安定なＣｒ系酸化被膜が鋼板表面に形成されてしまい、溶融Ａｌめっきの密着性を阻害して不めっきを生じる。そのため、Ｃｒ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．４０％以下である。

（Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏ：それぞれ０％以上３．０％以下）
タングステン（Ｗ）、モリブデン（Ｍｏ）及びコバルト（Ｃｏ）は、それぞれ鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るため、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏはそれぞれ、０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１％以上含有させることがより好ましい。
一方、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量がそれぞれ３．０％を超える場合、上記効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量は、それぞれ、３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏの含有量は、それぞれ１．０％以下である。

（Ｖ：０％以上２．０％以下）
バナジウム（Ｖ）は、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るためＶ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。
一方、Ｖ含有量が２．０％を超えると、上記効果は飽和し、また、コストも上昇する。そのため、Ｖ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、１．０％以下である。

（Ｔｉ：０％以上０．５０％以下）
チタン（Ｔｉ）は、Ｎを固定するために有効な元素である。そのため、含有させることが好ましい。特に、Ｎを固定する効果を得る場合、質量％にてＮ含有量の約３．４倍程度またはそれ以上含有させることがより好ましい。Ｎ含有量は、低減させたとしても１０ｐｐｍ（０．００１％）程度となることが多いので、実際のＴｉ含有量としては、０．００５％以上であることがより好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、焼入れ性が低下し、強度が低下する。このような焼き入れ性及び強度の低下は、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると顕著となる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。

（Ｎｂ：０％以上１．００％以下）
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎを固定するために有効な元素である。そのため、含有させることが好ましい。特に、Ｎを固定する効果を得る場合、質量％にてＮ含有量の約６．６倍程度またはそれ以上含有させることがより好ましい。Ｎ含有量は、低減させたとしても１０ｐｐｍ（０．００１％）程度となることが多いので、実際のＮｂ含有量としては、０．０１％以上であることがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、焼入れ性が低下し、強度が低下する。このような焼き入れ性及び強度の低下は、Ｎｂ含有量が１．００％を超えると顕著となるので、Ｎｂ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。

また、母材鋼板の化学組成として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等が含有されていても、本実施形態に係るホットスタンプ部材が目的とする効果は阻害されるものではない。

（Ｎｉ：０％以上５．０％以下）
ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性の向上、及び耐衝撃特性改善に繋がる低温靭性の観点で有用な元素である。そのため、含有させることが好ましい。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が５．０％を超えると、上記のような効果は飽和する上、コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量を５．０％以下とすることが好ましい。

（Ｃｕ：０％以上３．０％以下）
銅（Ｃｕ）は、焼入れ性に加え、靭性の観点で有用な元素であるため、含有させることが好ましい。この効果を得る場合Ｃｕ含有量を、０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が、３．０％を超えると、上記のような効果は飽和する上、コストが上昇する。また、過剰なＣｕは、鋳片性状の劣化や熱間圧延時の割れや疵の発生を生じさせる。そのため、Ｃｕ含有量を、３．０％以下とすることが好ましい。

（Ｓｎ、Ｓｂ：それぞれ０％以上０．１０％以下）
スズ（Ｓｎ）及びアンチモン（Ｓｂ）は、いずれもめっきの濡れ性や密着性を向上させるのに有効な元素である。そのため、含有させることが好ましい。上記のような効果を得る場合、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも一方を、０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくはＳｎ又はＳｂの少なくとも一方の含有量が０．０１％以上である。
一方、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも一方を、０．１０％を超えて含有させた場合、製造時に疵が発生しやすくなったり、また、靭性が低下したりする。そのため、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はそれぞれ、０．１０％以下であることが好ましい。

（Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭ：それぞれ０％以上０．０１００％以下）
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、希土類元素（ＲＥＭ；Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、それぞれ０．０００１％以上の含有量であれば、介在物の微細化に効果がある。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０００１％以上であることが好ましい。
一方、各元素の含有量が０．０１００％を超える場合には、上記の効果が飽和する。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０１００％以下であることが好ましい。ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。

（Ｏ：０％以上０．００７０％以下）
酸素（Ｏ）は、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは酸化物を形成し、ホットスタンプ部材の特性劣化をもたらす可能性のある元素である。例えば、鋼板表面の近傍に存在する酸化物は、表面疵の原因となる。酸化物が切断面に存在すると、端面に切り欠き状の疵を形成し、ホットスタンプ部材の特性劣化をもたらす。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｏ含有量が０．００７０％超で特性劣化が顕著となるため、Ｏ含有量は０．００７０％以下とする。Ｏ含有量は好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、Ｏ含有量は精錬限界上の経済的なコストから、０．０００１％以上であることが好ましい。

（その他の成分について）
その他の成分については、特に規定するものではないが、Ａｓ等の元素がスクラップから混入する場合がある。しかしながら、混入量が通常の範囲であれば、本実施形態に係るホットスタンプ部材の特性には影響しない。
母材鋼板の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ部材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板の化学組成は、表面のＦｅ－Ａｌ系めっき層を除いた部分の化学組成をいうものとし、以下の方法で測定できる。
まず、ホットスタンプ部材から分析試料を切り出し、表面研削によって、表面のＦｅ－Ａｌ系めっき層を除去する。その後、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析法などの元素分析を行うことによって化学組成を分析する。

ホットスタンプの前後では、母材の化学組成は変化しないので、本実施形態に係るホットスタンプ部材の母材鋼板において上述した化学組成を得る場合、ホットスタンプに供するめっき鋼板の母材鋼板の化学組成を上記の範囲とすればよい。

（金属組織）
本実施形態に係るホットスタンプ部材が備える母材鋼板は、自動車の耐衝突特性を高めるホットスタンプ部材として用いるため、金属組織が、マルテンサイトを有することが好ましい。マルテンサイトは、面積率で、５０％以上であることが好ましい。
母材鋼板の硬度は限定されないが、耐衝突特性に優れる部材として、ビッカース硬度（荷重１ｋｇｆ）で３００ＨＶ以上であることが好ましい。

母材鋼板の硬度を測定する場合、母材鋼板の板厚方向断面が測定面となるようにサンプルを採取し、サンプルの測定面の、表面から板厚の１／４の位置に対し、ＪＩＳＺ２２４４：２００９に準じ、荷重を１ｋｇｆとし、硬度を測定する。

＜ホットスタンプ部材の製造方法＞
本実施形態に係るホットスタンプ部材は、以下の工程を含む製造方法によって得られる。
（ｉ）母材鋼板と母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングするブランキング工程
（ｉｉ）ブランキング工程後のＡｌ系めっき鋼板を加熱する加熱工程
（ｉｉｉ）加熱工程後のＡｌ系めっき鋼板に、成形及び冷却を行う成形工程
以下、各工程の好ましい条件について説明する。

（ブランキング工程）
ブランキング工程では、母材鋼板と母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングする。ブランキング方法としては特段限定されないが、金型による打ち抜き、せん断、またはレーザー切断などの方法が挙げられる。
ブランキングに供するＡｌ系めっき鋼板は、上述した化学組成を有する母材鋼板に溶融Ａｌめっきを行うことによって得られる。母材鋼板の製造方法は限定されず、公知の条件で製造すればよい。例えば、製鋼工程で化学組成を調整した後、連続鋳造することでスラブ（母材）を製造し、その後、得られたスラブ（母材）に対し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行って冷延鋼板とし、得られた冷延鋼板に対し、溶融めっきラインにて再結晶焼鈍、溶融アルミめっき処理（溶融アルミめっき浴への鋼板浸漬とガスワイピングによる溶融アルミめっきの付着量の調整）を連続的に行うことでＡｌ系めっき鋼板が得られる。

上記のＡｌ系めっき層の片面当りの付着量は、５ｇ／ｍ^２以上１００ｇ／ｍ^２以下とする。付着量が５ｇ／ｍ^２未満では成形部耐食性が低下する。そのため、付着量は５ｇ／ｍ^２以上とする。Ａｌ系めっき層の付着量はホットスタンプ部材のＦｅＡｌ層を増加させる点でも重要であり、好ましくは１０ｇ／ｍ^２以上である。付着量は、より好ましくは１２ｇ／ｍ^２以上、更に好ましくは１５ｇ／ｍ^２以上である。
一方、Ａｌ系めっき層の付着量が１００ｇ／ｍ^２超では硬質なＦｅ_２Ａｌ_５がホットスタンプ部材に形成され成形部耐食性が低下する。そのため、付着量は１００ｇ／ｍ^２以下とする。また、付着量が大きいＡｌ系めっき層の厚み（μｍでの厚みは、付着量／３でおよそ整理される）も大きくなり、プレス成形時のせん断応力や圧縮応力が強く掛かることとなる。そのため、付着量は、好ましくは８０ｇ／ｍ^２以下であり、より好ましくは７５ｇ／ｍ^２以下であり、更に好ましくは７０ｇ／ｍ^２以下である。

上記のＡｌ系めっき層は、質量％で、Ａｌ：８３．０％以上９５．０％以下、Ｓｉ：５．０％以上１２．０％以下、Ｆｅ：０％以上５．０％以下を含有する。
Ａｌは、ホットスタンプの加熱時の耐酸化性及び成形部耐食性の向上のために必要な元素であり、Ａｌ含有量が８３．０％未満である場合には、ホットスタンプ部材とした際のめっきの耐食性に劣る。一方、Ａｌ含有量が９５．０％を超える場合には、ホットスタンプの成形時にめっきが剥離しやすくなり、成形部耐食性が劣る。

Ｓｉは、ホットスタンプ部材の成形部耐食性を向上させるために必要な元素である。Ｓｉを含有することで、ＡｌとＦｅとの合金化反応が抑制されるため、硬質なＡｌ－Ｆｅ合金層の形成が抑制され、成形部耐食性に優れる。Ｓｉ含有量が５．０％未満である場合には、成形部耐食性に劣り、Ｓｉ含有量が１２．０％を超える場合には、めっき中に含まれる貴な元素の量が過剰になり成形部耐食性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は５．０％以上であり、好ましくは７．０％以上である。更には、Ｓｉ含有量は１２．０％以下であり、好ましくは１１．０％以下である。

Ｆｅは、溶融アルミめっき浴中に母材鋼板を浸漬した際のＦｅの溶出によって不可避的に含まれる。下限は特に定めず０％であるが、０．０１％未満とすることは工業的なコストが掛かるので、０．０１％を下限とすることが好ましい。Ｆｅ含有量が５．０％を超える場合、Ａｌめっき浴中のＦｅの溶解限度を超えるため合金の析出物（ドロス）がめっき浴中に形成され、このドロスがめっき層に付着することとなる。この場合、プレス成形時に押疵となり外観品位が損なわれる。このため、Ｆｅ含有量を５．０％以下とする。

Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅ以外にＡｌ系めっき層に含み得る元素として、母材鋼板や溶融アルミめっき設備から混入する元素やアルミめっき浴のインゴット中の不純物などの元素が挙げられる。このような元素として、例えばＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏ、Ｚｎが挙げられ、Ａｌ系めっき層中に、合計で０％以上５．０％以下含有される場合がある。

上記のＡｌ系めっき層を溶融アルミめっき処理によって製造した場合、母材鋼板とＡｌ系めっき層との間には溶融アルミめっき浴浸漬時に、界面合金層（一般にはＡｌ_８Ｆｅ_２Ｓｉ（τ５）や、ＦｅＡｌ_３（θ）で構成された１μｍ～５μｍの層）が形成され得る。本実施形態で言うＡｌ系めっき層の付着量、組成は、この界面合金層を含まない値を指す。

上記のＡｌ系めっき層の付着量の特定方法としては、例えば、水酸化ナトリウム－ヘキサメチレンテトラミン・塩酸はく離重量法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ Ｇ ３３１４：２０１１に記載のとおり、所定の面積Ｓ（ｍ^２）（例えば５０ｍｍ×５０ｍｍ）の試験片を準備し、重量ｗ_１（ｇ）を測定しておく。その後、水酸化ナトリウム水溶液、ヘキサメチレンテトラミンを添加した塩酸水溶液に順次、発泡が収まるまで浸漬した後、直ちに水洗し、再び重量ｗ_２（ｇ）を測定する。この時、試験片両面でのＡｌ系めっき層の付着量（ｇ／ｍ^２）は、（ｗ_１－ｗ_２）／Ｓより求めることができる。この方法は、水酸化ナトリウム水溶液によってＡｌ、Ｓｉ、及び固溶されるＦｅなどは溶解するが、Ｆｅを含んだ界面合金層や母材は溶解しない性質を利用した方法である。

また、上記のＡｌ系めっき層の組成（Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅの含有量）の特定方法としては、めっき層を溶解させ、溶解液を高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析法を用いて定量分析する方法が挙げられる。Ａｌ系めっき層の溶解方法としては、例えば、水酸化ナトリウム水溶液へ浸漬する方法が挙げられる。具体的には、ＪＩＳ Ｇ ３３１４：２０１１に記載の通り、水酸化ナトリウム（ＪＩＳ Ｋ８５７６）２ｇに対し、水８ｍＬの割合で溶解して調整した水溶液を８５℃以上に熱し、供試材を浸漬し、めっきの溶解に起因した発泡が収まるまで浸漬することでＡｌ系めっき層を溶解させることができる。この方法は、水酸化ナトリウム水溶液によってＡｌ、Ｓｉ、及び固溶されるＦｅなどは溶解するが、Ｆｅを含んだ界面合金層や母材は溶解しない性質を利用した方法である。

（加熱工程）
加熱工程では、ブランキング工程後のＡｌ系めっき鋼板を加熱する。加熱工程では、最高加熱温度Ｔ_ＭＡＸ（℃）、およびＴ_ＭＡＸから（Ｔ_ＭＡＸ－１０℃）の間にＡｌ系めっき鋼板を保持する時間（保持時間）ｔ（分）、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の片面当たりの付着量Ｗ（ｇ／ｍ^２）が、式（２）を満足するように加熱する。ただし、Ｔ_ＭＡＸは８５０℃以上とする。
７００≦（Ｔ_ＭＡＸ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）≦４０００ ・・・式（２）
（Ｔ_ＭＡＸ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）が７００未満では、保持時間が短い場合や最高加熱温度が低い場合があり、Ｆｅ_２Ａｌ_５やＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３が形成されて、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層にＦｅ_２Ａｌ_５やＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３が残存する場合や、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が３層構造、５層構造になる場合や、Ｓｉ含有量が多くなる場合がある。この場合、成形部耐食性が低下する。このため、（Ｔ_ＭＡＸ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）は７００以上であり、好ましくは８００以上、より好ましくは９００以上である。
また、最高加熱温度Ｔ_ＭＡＸが、８５０℃未満では、母材鋼板のオーステナイト域温度に達しない場合があり、所望の機械的強度を得られない場合がある。また、母材鋼板とＡｌ系めっき層との合金化反応が不十分となり、めっき層中に純Ａｌが残存し耐食性が低下する場合がある。
一方、（Ｔ_ＭＡＸ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）が４０００超では、過剰な加熱により、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層中のＦｅＡｌ層が少なくなって、耐疵付き性に劣る場合がある。また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚みが過剰に厚くなる場合や、Ａｌ固溶フェライトのみの単層構造になりＡｌ含有量が少なくなる場合がある。この場合、成形部耐食性が劣る。このため、（Ｔ_ＭＡＸ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）は、４０００以下、好ましくは３８００以下、３６００以下である。
最高加熱温度Ｔ_ＭＡＸは、上限について好ましくは１０５０℃であり、より好ましくは９８０℃である。下限について好ましくは８８０℃であり、より好ましくは９００℃である。また、Ｔ_ＭＡＸから（Ｔ_ＭＡＸ－１０℃）の間の保持時間ｔは、上限について好ましくは１８．０分であり、より好ましくは１２．０分である。下限について、好ましくは１．０分、より好ましくは２．０分である。
また、式（３）を満足するように加熱することで、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層とに含有されるボイドのサイズが制御され、成形部耐食性が向上する。このため、加熱工程では、式（３）を満足するように加熱することが好ましい。
１０００≦（Ｔ_ＭＡＸ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）≦３０００ ・・・式（３）

（成形工程）
成形工程では、加熱工程後のＡｌ系めっき鋼板に対し、成形と同時に、または成形した後に、冷却を行う。
冷却は、加熱工程の終了（加熱炉からの抽出完了）から１５秒以内に開始し、例えば成形と同時に金型との接触による抜熱により行われる。
加熱工程後、冷却開始（冷却と成形とが同時の場合には、冷却及び成形の開始）までの時間が１５秒超であると、マルテンサイト組織が得られず部品の耐衝突特性が低下することに加え、鋼板の成形時の温度低下によるＦｅ－Ａｌ系めっき層の硬化により、金型から成形時に強く衝撃を受けることでめっき剥離が助長され、ホットスタンプ部材の成形部耐食性が低下する。
また、成形工程の冷却では、平均冷却速度が５０℃／秒以上で、２００℃以下まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、母材鋼板の焼き入れ性が低下し、部品としても耐衝突特性が低下する。一方、平均冷却速度の上限を限定する必要はないが、金型での抜熱による冷却や、水を利用した冷却などの限界として１０００℃／秒以下とすることが好ましい。
また、冷却停止温度が２００℃超では、母材鋼板の焼き入れ性が低下し部品としても耐衝突特性が低下する。
鋼板温度の測定方法としては、サーモカメラでの撮影することで間接的に測定する方法や、鋼板の端部に熱電対を点溶接（プレス成形時に金型を疵付けない位置）することで直接的に測定する方法が挙げられる。

上記の製造方法によれば、本実施形態に係るホットスタンプ部材が得られる。

以下、実施例を用いて、本発明に係るホットスタンプ部材及びその製造方法について、更に具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明に係るホットスタンプ部材及びその製造方法のあくまでも一例にすぎず、本発明に係るホットスタンプ部材及びその製造方法が下記の例に限定されるものではない。

まず、表１のＡ１～Ａ２０に示すような化学組成を有する母材鋼板（板厚１．４ｍｍ）を、通常の製鋼工程、熱延工程、酸洗工程、冷延工程を経て製造し、供試材として用いた。続いて、この母材鋼板に対し、ゼンジミア型溶融めっきラインにて焼鈍、溶融アルミめっき処理を連続的に施して、Ａｌ系めっき鋼板を作製した。Ａｌ系めっき層の付着量をガスワイピングで３～１１０ｇ／ｍ^２の間で適宜調整すると共に、溶融アルミめっき浴の組成についても、Ｓｉ：１～２０％、Ｆｅ：１～８％、残部Ａｌ組成の中で、適宜調整した。得られたＡｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の組成を、前述したＩＣＰで定量することで測定した。結果を表２に示す。

この得られたＡｌ系めっき鋼板（表２）をシャーせん断にてブランキングし（ブランキング工程）、２００×３００ｍｍサイズのＡｌ系めっき鋼板のブランクを作製した。作製したＡｌ系めっき鋼板のブランクを、表２に示すように、電気炉にて最高到達温度７５０℃～１１５０℃の各種条件で加熱した（加熱工程）。保持時間は、最高到達温度から（最高到達温度－１０℃）の間の時間が１．０分～１８分となるよう処理した。このブランクを、電気炉から取り出し後、６～３０秒の間に板厚比（＝（１－（圧延後の板厚／圧延前の板厚））×１００）が１５％となるように圧延を開始し、さらに圧延した直後、平板金型で２００℃以下まで急冷した（成形工程）。その後、７０ｍｍ×１５０ｍｍサイズに切断して得られたものをホットスタンプ部材の試験片とした。
この試験片について、以下の要領でＦｅ－Ａｌ系めっき層を調査した。また、成形部耐食性を評価した。

ＦｅＡｌ層及びＡｌ固溶フェライト層の厚さ、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層中のＡｌ含有量、Ｓｉ含有量、Ｆｅ含有量、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の層構造について以下の方法で評価した。また、母材鋼板の組織も観察した。

（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ）
試験片から１５ｍｍ×２０ｍｍのサイズの試料を切り出し、埋め込み研磨、ナイタールエッチングを施した後、ＳＥＭでＦｅ－Ａｌ系めっき層の断面を観察することで測定した。

（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層中のＡｌ含有量（Ｗ_Ａｌ）、Ｓｉ含有量（Ｗ_Ｓｉ）、Ｆｅ含有量（Ｗ_Ｆｅ））
前述した断面からＥＰＭＡで分析し、表面から母材の方向に向かって等間隔で１０点のＡｌ含有量、Ｓｉ含有量を測定し、それぞれの平均値をＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｓｉとした。めっき層の残部はＦｅであったため、（１００－Ｗ_Ａｌ－Ｗ_Ｓｉ）をＷ_Ｆｅとした。結果を表３に示す。表３には、１０点のうち、最大のＡｌ含有量も示す。

（Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の層構造、並びにＦｅＡｌ層及びＡｌ固溶フェライト層の厚さ）
前述のＦｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ方向に等間隔で１０箇所をＥＰＭＡで分析した測定点の内、Ａｌ含有量が０．５％以上２０．０％以下である範囲をＡｌ固溶フェライト層とし、２０．０％超３０．０％以下である範囲をＦｅＡｌ層とした。また、Ａｌ含有量が４０．０％以上６５．０％以下である範囲をＦｅ_２Ａｌ_５の層とし、Ａｌ含有量が３０．０％超４０．０％未満かつＳｉ含有量が２％以上１５％以下である範囲をτ１の層とした。本実施例ではこれら以外の層は確認されなかった。
表中「２層」とは、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層構造であったことを示す。また、それぞれの厚みは、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層を特定した上で、ＥＰＭＡを用いて１視野の大きさを１００μｍ×１００μｍの範囲として３視野観察し、その３視野で測定した厚さの平均値として求めた）。
厚みの測定に際し、隣り合う測定点が、分析結果に基づいて異なる層であると判断された場合には、これらの測定点の厚さ方向の中点に層の境界があるとみなした。
表中「５層」とは、表面から順にＦｅ_２Ａｌ_５の層、τ１の層、Ｆｅ_２Ａｌ_５の層、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層であったことを示す。「１層」とは、Ａｌ固溶フェライト層の単一層であったことを示す。

（ボイドの直径）
試験片から１０ｍｍ×２０ｍｍの試料を切り出し、板厚方向の断面を観察面として研磨した後、ナイタールエッチングを実施し、この観察面を光学顕微鏡で１００μｍ×１００μｍの範囲を観察し、ボイドを内包する最小の外接円の直径からボイドの直径を求めた。１０箇所のボイドを測定した平均値をその試験片のボイドの直径とした。

（母材鋼板の組織）
試験片から１５×２０ｍｍのサイズの試料を切り出し、埋め込み研磨、ナイタールエッチングを施した後、光学顕微鏡で母材鋼板の板厚断面の、母材鋼板の表面から板厚の１／４の位置を観察することで特定した。

（成形部耐食性）
試験片を化成処理及び耐食塗装した後、塗膜にカッターで傷をいれて金属面を露出させた試験片を用いて腐食試験を行った。具体的には、日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ－ＳＸ３５で化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約１５μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで電着塗膜にクロスカットの傷を入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ Ｍ６１０－９２）を１８０サイクル（６０日）行い、クロスカット部の板厚減少量を測定した。
このとき、合金化溶融亜鉛めっき鋼板ＧＡ（付着量片面４５ｇ／ｍ^２）の板厚減少量を上回れば耐食性をＮＧ（Ｎｏ Ｇｏｏｄ）とし、下回れば耐食性をＧ（Ｇｏｏｄ）、更には３／４以下に抑制されれば耐食性をＶＧ（Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ）、１／２以下に抑制されれば耐食性をＶＧ２（Ｍｏｒｅ Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ）とした。

評価結果を表３に示す。

表３に示す本願の発明例である水準Ｂ１～Ｂ２０については、優れた成形部耐食性を有するホットスタンプ部材が得られた。特に、Ｂ１、Ｂ５の成形部耐食性の評価結果がＧなのに対し、Ｂ２～Ｂ４の、ホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層のＤ２／Ｄ１が０．８以上２．５以下を満足する場合、成形部耐食性の評価結果はＶＧと、良好であった。更に、Ｂ９～Ｂ２０の、ホットスタンプ部材のボイドの大きさが、直径で５μｍ以上１５μｍ以下を満足する場合、成形部耐食性の評価結果はＶＧ２と、更に良好であった。また、母材鋼板の組織はいずれもマルテンサイトであった。

表３に示す本願の比較例であるＢ２１～Ｂ３５については、成形部耐食性の評価結果がＮＧとなり劣っていた。これは、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さ、Ａｌ含有量Ｗ_Ａｌ、Ｓｉ含有量Ｗ_Ｓｉ、Ｆｅ含有量、式（１）、層構造の少なくとも１つが、所定の条件を満足しなかったからである。

Ｂ２１は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が少なく、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが十分でなく、また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層において、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とは式（１）を満たさなかった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ２２は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が少なく、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが十分でなく、また、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層において、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とは式（１）を満たさなかった。また、めっき層が、Ａｌ固溶フェライト層の１層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ２３は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が少なく、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量が少なく、Ａｌ含有量とＳｉ含有量とが式（１）を満たさなかった。また、Ｆｅの過剰な拡散により、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が多かった。また、めっき層が、Ａｌ固溶フェライト層の１層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ２４は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が多かった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが過剰であった。また、めっき層が５層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ２５は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層の付着量が多く、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが過剰であった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ２６、Ｂ２７、Ｂ２９は、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の組成が本発明範囲を外れた。また、めっき層が５層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ２８は、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。また、めっき層が、Ａｌ固溶フェライト層の１層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ３０は、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が小さかった。そのため、めっき層が５層からなるめっき層となった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ３１は、ホットスタンプの際の（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）の値が大きかった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが過剰であった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ３２は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層のＡｌ含有量が少なく、Ｓｉ含有量が多かった。そのため、ホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層において、Ｓｉ含有量が本発明範囲を外れるとともに式（１）を満たさなかった。また、めっき層が５層からなるめっき層であった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ３３は、Ａｌ系めっき鋼板のＡｌ系めっき層のＡｌ含有量が多く、Ｓｉ含有量が少なかった。そのため、ホットスタンプ部材のＦｅ－Ａｌ系めっき層において、Ｓｉ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ３４は、加熱後、成形開始までの時間が長かった。そのため、ホットスタンプ部材において、Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量とＳｉ含有量とが式（１）を満たさなかった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。
Ｂ３５は、加熱工程において最高加熱温度が低かった。そのため、母材鋼板とＡｌ系めっき層との合金化反応が不十分となり、ＦｅＡｌ層とＡｌ固溶フェライト層はいずれも形成されず、めっき層中に純Ａｌが残存し、Ａｌ含有量が過剰になった。その結果、十分な成形部耐食性が得られなかった。

Ｂ２１～Ｂ３３の母材鋼板の組織はいずれもマルテンサイトであり、Ｂ３４の組織はベイナイト、Ｂ３５はフェライト、パーライトの複合組織であった。

本発明によれば、成形部耐食性に優れたホットスタンプ部材、及びその製造方法が提供できる。このようなホットスタンプ部材を自動車部材に適用することで、自動車衝突安全性の向上や、自動車軽量化による燃費向上とＣＯ_２等の排ガスの削減に繋がる。

１ ホットスタンプ部材
２ 母材鋼板
３Ａ，３Ｂ Ａｌ固溶フェライト層
４Ａ，４Ｂ ＦｅＡｌ層

Claims (10)

1. 母材鋼板と、
   前記母材鋼板の片面または両面の表面に形成されたＦｅ－Ａｌ系めっき層と
   を有し、
   前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、質量％で、
   Ｆｅ：６４．０％以上９９．４％以下、
   Ａｌ：０．５％以上３０．０％以下、
   Ｓｉ：０．１％以上６．０％以下、
   を含有し、
   前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の、質量％での、Ｓｉ含有量をＷ_Ｓｉ、Ａｌ含有量をＷ_Ａｌとしたとき、前記Ｗ_Ｓｉと前記Ｗ_Ａｌとが以下の式（１）を満足し、
   前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、表面側から順に、ＦｅＡｌ層、Ａｌ固溶フェライト層の２層からなり、
   前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層の厚さが、５μｍ以上８０μｍ以下である、
   ことを特徴とする、ホットスタンプ部材。
   ５×Ｗ_Ｓｉ≦Ｗ_Ａｌ ・・・式（１）
2. 前記ＦｅＡｌ層の厚みＤ１と、前記Ａｌ固溶フェライト層の厚みＤ２との比Ｄ２／Ｄ１が、０．８以上２．５以下である
   ことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ部材。
3. 前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層が、ボイドを含有し、前記ボイドの直径が、５μｍ以上１５μｍ以下である
   ことを特徴とする、請求項１または２に記載のホットスタンプ部材。
4. 前記Ｆｅ－Ａｌ系めっき層のＡｌ含有量の最大値が、質量％で３０．０％以下である、
   ことを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材。
5. 前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．１０％以上０．５０％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
   Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、
   Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
   Ａｌ：１．００％以下、
   Ｐ ：０．１００％以下、
   Ｓ ：０．１００％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：０％以上２．００％以下、
   Ｗ ：０％以上３．０％以下、
   Ｍｏ：０％以上３．０％以下、
   Ｃｏ：０％以上３．０％以下、
   Ｖ ：０％以上２．０％以下、
   Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、
   Ｎｂ：０％以上１．００％以下、
   Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
   Ｃｕ：０％以上３．０％以下、
   Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
   Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
   Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、
   Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、
   ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、
   Ｏ ：０％以上０．００７０％以下、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物である
   ことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材。
6. 請求項１に記載のホットスタンプ部材を製造する方法であって、
   母材鋼板と前記母材鋼板の上に形成されたＡｌ系めっき層とを有するＡｌ系めっき鋼板を、ブランキングするブランキング工程と、
   前記ブランキング工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板を加熱する加熱工程と、
   前記加熱工程後の前記Ａｌ系めっき鋼板に、成形及び冷却を行う成形工程と、
   を有し、
   前記Ａｌ系めっき層の、片面当たりの付着量が、５ｇ／ｍ^２以上１００ｇ／ｍ^２以下であって、
   前記Ａｌ系めっき層が、質量％で、
   Ａｌ：８３．０％以上９５．０％以下、
   Ｓｉ：５．０％以上１２．０％以下、
   Ｆｅ：０％以上５．０％以下、
   を含有し、
   前記加熱工程における、単位℃での最高加熱温度をＴ_Ｍａｘ、前記加熱工程において前記Ｔ_Ｍａｘから（Ｔ_Ｍａｘ－１０℃）の間に前記Ａｌ系めっき鋼板を保持する時間を単位分でｔ、前記付着量をＷとしたとき、前記Ｔ_Ｍａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが以下の式（２）を満足し、前記Ｔ_Ｍａｘは８５０℃以上であり、
   前記加熱工程の終了から前記成形工程の前記冷却の開始との間が１５秒以下である
   ことを特徴とする、ホットスタンプ部材の製造方法。
   ７００≦（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）≦４０００・・・式（２）
7. 前記Ａｌ系めっき層の、片面当たり付着量である前記Ｗが、１０ｇ／ｍ^２以上８０ｇ／ｍ^２以下である
   ことを特徴とする、請求項６に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
8. 前記Ｔ_Ｍａｘ、前記ｔ、および前記Ｗが、以下の式（３）を満足する
   ことを特徴とする、請求項６または７に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
   １０００≦（Ｔ_Ｍａｘ－８５０）^２×（ｔ／Ｗ）≦３０００・・・式（３）
9. 前記母材鋼板の化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．１０％以上０．５０％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
   Ｍｎ：０．３０％以上５．００％以下、
   Ｂ ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
   Ａｌ：１．００％以下、
   Ｐ ：０．１００％以下、
   Ｓ ：０．１００％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：０％以上２．００％以下、
   Ｗ ：０％以上３．０％以下、
   Ｍｏ：０％以上３．０％以下、
   Ｃｏ：０％以上３．０％以下、
   Ｖ ：０％以上２．０％以下、
   Ｔｉ：０％以上０．５０％以下、
   Ｎｂ：０％以上１．００％以下、
   Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
   Ｃｕ：０％以上３．０％以下、
   Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
   Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
   Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下、
   Ｃａ：０％以上０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下、
   ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下、
   Ｏ ：０％以上０．００７０％以下、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物である、
   ことを特徴とする請求項６～８のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材の製造方法。
10. 前記Ａｌ系めっき鋼板において、前記母材鋼板と、前記Ａｌ系めっき層との間に界面合金層が存在する、
    ことを特徴とする、請求項６～９のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材の製造方法。

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