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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-10-11
(45)【発行日】2023-10-19
(54)【発明の名称】ホットスタンプ成形体
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231012BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20231012BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20231012BHJP
C21D 1/18 20060101ALN20231012BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C22C38/58
C21D9/00 A
C21D1/18 C
【請求項の数】
3
(21)【出願番号】P 2022510538
(86)(22)【出願日】2021-03-23
(86)【国際出願番号】 JP2021011957
(87)【国際公開番号】W WO2021193618
(87)【国際公開日】2021-09-30
【審査請求日】2022-08-09
(31)【優先権主張番号】P 2020057272
(32)【優先日】2020-03-27
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(74)【代理人】
【識別番号】100217249
【弁理士】
【氏名又は名称】堀田 耕一郎
(74)【代理人】
【識別番号】100221279
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 健吾
(74)【代理人】
【識別番号】100207686
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 恭宏
(74)【代理人】
【識別番号】100224812
【弁理士】
【氏名又は名称】井口 翔太
(72)【発明者】
【氏名】菊池 庄太
【審査官】相澤 啓祐
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１９／００３４４７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１４／０２４８２５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１５－１０４７５３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ９／４６－ ９／４８
Ｃ２１Ｄ ９／００
Ｃ２１Ｄ １／１８
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛系めっき層と、を有するホットスタンプ成形体であって、前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１８％以上、０．５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、
Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
Ｖ ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置における金属組織において、マルテンサイトの面積％が９０％以上であり、
前記亜鉛系めっき層は、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含み、
前記亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率が１５．０％以下である
ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０２％以上、０．０５％以下
Ｖ ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０．０００３％以上、０．０３０％以下
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。
【請求項3】
前記化学組成が、質量％で、Ｃ ：０．２４％以上、０．５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
本願は、２０２０年３月２７日に、日本に出願された特願２０２０－０５７２７２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２０年３月２７日に、日本に出願された特願２０２０－０５７２７２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【0002】
近年、自動車の衝突安全基準の厳格化および燃費向上の観点から、自動車部材の高強度化のニーズが高まっている。自動車部材の高強度化を達成するため、ホットスタンプの適用が拡大している。ホットスタンプとは、オーステナイト単相域となる温度（Ａｃ３点）以上に加熱した（例えば９００℃程度まで加熱した）ブランクをプレス加工することで、成形と同時に金型で急冷して、焼入れする技術である。この技術によれば、形状凍結性が高く、高強度のプレス成型品を製造することができる。
【0003】
亜鉛系めっき鋼板にホットスタンプを適用した場合には、ホットスタンプ後の成形品の表層に亜鉛成分が残存するため、非めっきの鋼板をホットスタンプして得られた成形品と比較して耐食性の向上効果が得られる。そのため、亜鉛系めっき鋼板へのホットスタンプの適用が拡大している。
【0004】
特許文献１には、亜鉛めっき鋼板をＡｃ３点以上に加熱する加熱工程と、前記加熱工程の後、少なくとも２回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、所定の式を満たすように行うことで製造される、熱間プレス成形鋼部材が開示されている。
【0005】
亜鉛系めっき鋼板をホットスタンプした場合には、ホットスタンプ後の成形品において、スポット溶接時に溶着（銅電極と成形品表面のめっきとが溶融し固着する現象）が発生する場合がある。スポット溶接時に溶着が発生すると、溶接不良が生じたり、銅電極を交換するために製造ラインを停止させる必要があるため、好ましくない。特許文献１では、スポット溶接時の溶着について考慮されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】国際公開第２０１３／１４７２２８号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明は、上記実情に鑑み、スポット溶接性に優れるホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。また、本発明は、上記特性を有した上で更に、ホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者は、スポット溶接時の溶着が発生する原因について調査した。その結果、本発明者は、スポット溶接時の溶着は、亜鉛系めっき層内のボイド（空孔）の影響を大きく受けるため、亜鉛系めっき層内のボイドが少ないほど、スポット溶接時の溶着が抑制されることを知見した。本発明者は、亜鉛系めっき層中のボイドの存在によって通電経路が局所的に狭くなり、そこに過電流が流れ、過加熱されることで、電極と亜鉛系めっきとが溶着し易くなると考えた。
【0009】
また、本発明者は、詳細なメカニズムは不明であるが、ボイドの発生は、ホットスタンプ成形時の母材―亜鉛系めっき層間の熱収縮差および亜鉛系めっき層内の異相（Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体）間の熱収縮差に起因すると考えた。ボイドの発生を抑制する方法について検討した結果、本発明者は、ホットスタンプ成形時に所定の面圧を加えることでボイドを潰すことができ（亜鉛系めっき層中のボイド個数密度を低減でき）、その結果、スポット溶接性を向上できることを知見した。なお、スポット溶接性に優れるとは、スポット溶接時の溶着を抑制できることを意味する。また、ホットスタンプ成形体に一般的に要求される引張（最大）強度は、１５００～２５００ＭＰａである。
【0010】
上記知見に基づいてなされた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亜鉛系めっき層と、を有し、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１８％以上、０．５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、
Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
Ｖ ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置における金属組織において、マルテンサイトの面積％が９０％以上であり、
前記亜鉛系めっき層は、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含み、
前記亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率が１５．０％以下である。
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０２％以上、０．０５％以下
Ｖ ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０．０００３％以上、０．０３０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２４％以上、０．５０％以下を含有してもよい。
［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亜鉛系めっき層と、を有し、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１８％以上、０．５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、
Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
Ｖ ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置における金属組織において、マルテンサイトの面積％が９０％以上であり、
前記亜鉛系めっき層は、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含み、
前記亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率が１５．０％以下である。
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０２％以上、０．０５％以下
Ｖ ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０．０００３％以上、０．０３０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２４％以上、０．５０％以下を含有してもよい。
【発明の効果】
【0011】
本発明に係る上記態様によれば、スポット溶接性に優れ、且つホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0012】
以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について詳細に説明する。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。化学組成についての％は全て質量％を示す。
【0013】
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は、質量％で、Ｃ：０．１８％以上、０．５０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物を含有する。以下、各元素について説明する。
【0014】
Ｃ：０．１８％以上、０．５０％以下
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため、Ｃ含有量は０．１８％以上とする。好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは０．２４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％超であると、強度が高くなり過ぎて、ホットスタンプ成形体の延性および靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．４０％以下である。
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため、Ｃ含有量は０．１８％以上とする。好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは０．２４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％超であると、強度が高くなり過ぎて、ホットスタンプ成形体の延性および靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．４０％以下である。
【0015】
Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下
Ｓｉは、疲労特性を向上させる元素である。また、Ｓｉは、再結晶焼鈍中に安定的な酸化皮膜を鋼板表面に形成することで、溶融亜鉛めっき性、特にめっき濡れ性を向上する元素でもある。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは、０．１５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、ホットスタンプ時の加熱中に鋼中のＳｉが拡散し、鋼板表面に酸化物を形成する。鋼板表面に形成された酸化物は、りん酸塩処理性を低下させる。また、Ｓｉは、鋼板のＡｃ３点を上昇させる元素でもある。Ａｃ３点が上昇すると、十分にオーステナイト化するために加熱温度を高くする必要があり、ホットスタンプ時の加熱温度が、亜鉛系めっきの蒸発温度を超えてしまう。そのため、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは、１．４０％以下である。
Ｓｉは、疲労特性を向上させる元素である。また、Ｓｉは、再結晶焼鈍中に安定的な酸化皮膜を鋼板表面に形成することで、溶融亜鉛めっき性、特にめっき濡れ性を向上する元素でもある。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは、０．１５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、ホットスタンプ時の加熱中に鋼中のＳｉが拡散し、鋼板表面に酸化物を形成する。鋼板表面に形成された酸化物は、りん酸塩処理性を低下させる。また、Ｓｉは、鋼板のＡｃ３点を上昇させる元素でもある。Ａｃ３点が上昇すると、十分にオーステナイト化するために加熱温度を高くする必要があり、ホットスタンプ時の加熱温度が、亜鉛系めっきの蒸発温度を超えてしまう。そのため、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは、１．４０％以下である。
【0016】
Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を向上させて、所望量のマルテンサイトを得るために、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。好ましくは、１．８％以上である。一方、Ｍｎ含有量を２．５％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和すると共に、鋼が脆化して、鋳造、熱間圧延および冷間圧延時に焼割れが発生し易くなる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは、２．１％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を向上させて、所望量のマルテンサイトを得るために、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。好ましくは、１．８％以上である。一方、Ｍｎ含有量を２．５％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和すると共に、鋼が脆化して、鋳造、熱間圧延および冷間圧延時に焼割れが発生し易くなる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは、２．１％以下である。
【0017】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制する元素である。また、Ａｌは、ＺｎとＦｅとの合金化反応を抑制すると同時に、耐食性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは、０．００５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰であると、鋼板のＡｃ３点が上昇し、十分にオーステナイト化するために加熱温度を高くする必要があり、ホットスタンプ時の加熱温度が、亜鉛系めっきの蒸発温度を超えてしまう。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０９０％以下である。
なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制する元素である。また、Ａｌは、ＺｎとＦｅとの合金化反応を抑制すると同時に、耐食性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは、０．００５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰であると、鋼板のＡｃ３点が上昇し、十分にオーステナイト化するために加熱温度を高くする必要があり、ホットスタンプ時の加熱温度が、亜鉛系めっきの蒸発温度を超えてしまう。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０９０％以下である。
なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
【0018】
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下
Ｔｉは、亜鉛めっき後の耐酸化性を高める元素である。また、Ｔｉは、Ｎと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成し、Ｂが窒化物（ＢＮ）になることを抑制することで、焼き入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るために、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、Ａｃ３点が上昇して、ホットスタンプ時の加熱温度が高くなることで、生産性が低下する場合、およびＦｅ－Ｚｎ固溶体への固溶体化が促進されて、Γ相を確保することが困難となる場合がある。また、Ｔｉ含有量が過剰であると、多量のＴｉ炭化物が形成されて固溶Ｃ量が低減されることで、強度が低下する。更に、めっきの濡れ性が低下する場合、およびＴｉ炭化物が過剰に析出して靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０７０％以下である。
Ｔｉは、亜鉛めっき後の耐酸化性を高める元素である。また、Ｔｉは、Ｎと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成し、Ｂが窒化物（ＢＮ）になることを抑制することで、焼き入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るために、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、Ａｃ３点が上昇して、ホットスタンプ時の加熱温度が高くなることで、生産性が低下する場合、およびＦｅ－Ｚｎ固溶体への固溶体化が促進されて、Γ相を確保することが困難となる場合がある。また、Ｔｉ含有量が過剰であると、多量のＴｉ炭化物が形成されて固溶Ｃ量が低減されることで、強度が低下する。更に、めっきの濡れ性が低下する場合、およびＴｉ炭化物が過剰に析出して靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０７０％以下である。
【0019】
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは不純物として含まれる元素であり、鋼中に硫化物を形成して靭性を劣化させ、耐遅れ破壊特性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下である。Ｓ含有量は０％であることが好ましいが、Ｓ含有量を過度に低減すると脱Ｓ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。
Ｓは不純物として含まれる元素であり、鋼中に硫化物を形成して靭性を劣化させ、耐遅れ破壊特性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下である。Ｓ含有量は０％であることが好ましいが、Ｓ含有量を過度に低減すると脱Ｓ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。
【0020】
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して靭性および耐遅れ破壊特性を劣化させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下である。Ｐ含有量は０％であることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減すると脱Ｐ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。
Ｐは不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して靭性および耐遅れ破壊特性を劣化させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下である。Ｐ含有量は０％であることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減すると脱Ｐ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。
【0021】
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎは不純物元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる元素である。また、Ｎは、スポット溶接時にブローホールを発生し易くさせる元素でもある。更に、Ｂが含まれる場合には、ＮはＢと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、焼き入れ性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００７％以下である。Ｎ含有量は０％であることが好ましいが、Ｎ含有量を過度に低減すると製造コストが増加するため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｎは不純物元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる元素である。また、Ｎは、スポット溶接時にブローホールを発生し易くさせる元素でもある。更に、Ｂが含まれる場合には、ＮはＢと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、焼き入れ性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００７％以下である。Ｎ含有量は０％であることが好ましいが、Ｎ含有量を過度に低減すると製造コストが増加するため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
【0022】
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残部は、Ｆｅ及び不純物である。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。
【0023】
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。
【0024】
Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
Ｎｂは、鋼中に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、ホットスタンプ成形体の靭性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量を０．０５％超としても、上記効果が飽和すると共に、焼き入れ性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。
Ｎｂは、鋼中に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、ホットスタンプ成形体の靭性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量を０．０５％超としても、上記効果が飽和すると共に、焼き入れ性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。
【0025】
Ｖ：０％以上、０．５０％以下
Ｖは、鋼中に微細に炭窒化物を形成することで、強度を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％超であると、スポット溶接時に鋼の靭性が低下して、割れが発生し易くなる。そのため、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。
Ｖは、鋼中に微細に炭窒化物を形成することで、強度を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％超であると、スポット溶接時に鋼の靭性が低下して、割れが発生し易くなる。そのため、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。
【0026】
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下
Ｃｒは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、鋼中にＣｒ炭化物が形成され、ホットスタンプの加熱時にＣｒ炭化物が溶解し難くなり、焼き入れ性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｒは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、鋼中にＣｒ炭化物が形成され、ホットスタンプの加熱時にＣｒ炭化物が溶解し難くなり、焼き入れ性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。
【0027】
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量を０．５０％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量を０．５０％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
【0028】
Ｂ：０％以上、０．０１０％以下
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量を０．０１０％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量を０．０１０％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。
【0029】
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下
Ｎｉは、鋼の靭性を向上する効果、ホットスタンプの加熱時に液相Ｚｎに起因する脆化を抑制する効果および鋼の焼き入れ性を向上する効果を有する元素である。これらの効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量を２．００％超としても、上記効果が飽和する。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
Ｎｉは、鋼の靭性を向上する効果、ホットスタンプの加熱時に液相Ｚｎに起因する脆化を抑制する効果および鋼の焼き入れ性を向上する効果を有する元素である。これらの効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量を２．００％超としても、上記効果が飽和する。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
【0030】
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３０％以下
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇは、硫化物および酸化物を好ましい形状に制御し、粗大な介在物の形成を抑制することで、スポット溶接時の割れの発生を抑制する元素である。この効果を確実に得るために、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計は０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、上記効果を確実に得るためには、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇのいずれか１種でもその含有量が０．０００３％以上であればよい。一方、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計が０．０３０％超であると、介在物が過剰に生成してスポット溶接時に割れが発生し易くなる。そのため、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計は０．０３０％以下とする。
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇは、硫化物および酸化物を好ましい形状に制御し、粗大な介在物の形成を抑制することで、スポット溶接時の割れの発生を抑制する元素である。この効果を確実に得るために、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計は０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、上記効果を確実に得るためには、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇのいずれか１種でもその含有量が０．０００３％以上であればよい。一方、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計が０．０３０％超であると、介在物が過剰に生成してスポット溶接時に割れが発生し易くなる。そのため、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計は０．０３０％以下とする。
【0031】
なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
【0032】
上述した鋼板の化学組成は、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－熱伝導度法を用いて測定すればよい。また、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ホットスタンプ成形体の表面に配された亜鉛系めっき層を機械研削により除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
【0033】
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は、表面から板厚方向に板厚の１／４位置における金属組織において、マルテンサイトの面積％が９０％以上である。
なお、本実施形態では、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８位置～表面から板厚の３／８位置の領域）の金属組織を規定する。この深さ位置が、鋼板の表面と板厚中心位置との中間点であり、当該位置における金属組織が、鋼板の鋼組織を代表する（鋼板全体の平均的な金属組織を示す）からである。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板は、表面から板厚方向に板厚の１／４位置における金属組織において、マルテンサイトの面積％が９０％以上である。
なお、本実施形態では、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８位置～表面から板厚の３／８位置の領域）の金属組織を規定する。この深さ位置が、鋼板の表面と板厚中心位置との中間点であり、当該位置における金属組織が、鋼板の鋼組織を代表する（鋼板全体の平均的な金属組織を示す）からである。
【0034】
マルテンサイト：９０％以上
マルテンサイトは、鋼板の強度を向上させる組織である。マルテンサイトの面積率が９０％未満であると、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができない。そのため、マルテンサイトの面積率は９０％以上とする。好ましくは９５％以上、９６％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、上限は１００％としてもよい。
マルテンサイトは、鋼板の強度を向上させる組織である。マルテンサイトの面積率が９０％未満であると、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができない。そのため、マルテンサイトの面積率は９０％以上とする。好ましくは９５％以上、９６％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、上限は１００％としてもよい。
【0035】
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中には、残部組織として、フェライト、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトが含まれる場合がある。残部組織の面積率が高いと、所望の強度を得ることができないため、残部組織の面積率は１０％以下としてもよい。好ましくは５％以下であり、より好ましくは４％であり、より一層好ましくは０％である。
【0036】
マルテンサイトの面積率は、以下の方法により測定する。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。なお、ホットスタンプ成形体が溶接部を含む場合には、溶接部および溶接部近傍を避けた位置からサンプルを採取する。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。なお、ホットスタンプ成形体が溶接部を含む場合には、溶接部および溶接部近傍を避けた位置からサンプルを採取する。
【0037】
上記サンプルの断面をレペラー試薬にてエッチングする。レペラー試薬にてエッチングした断面のｔ／４（ｔは板厚）の位置（表面から板厚の１／８位置～表面から板厚の３／８位置の領域）を５００倍の倍率にて１０視野観察し、得られた光学顕微鏡写真について、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて画像解析を行い、マルテンサイトの面積率を求める。画像解析手法として、画像の最大明度値Ｌｍａ
ｘと最小明度値Ｌｍｉｎとを画像から取得し、明度がＬｍａｘ－０．３（Ｌｍａｘ－Ｌｍ
ｉｎ）からＬｍａｘまでの画素を持つ部分を白色領域、ＬｍｉｎからＬｍｉｎ＋０．３（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）の画素を持つ部分を黒色領域、それ以外の部分を灰色領域と定義して、白色領域であるマルテンサイトの面積率を算出する。合計１０箇所の観察視野について、上記と同様に画像解析を行ってマルテンサイトの面積率を測定し、これらの面積率を平均して平均値を算出する。得られた平均値を、マルテンサイトの面積率とみなす。これにより、マルテンサイトの面積率を得る。
また、１００％からマルテンサイトの面積率を引くことで、残部組織の面積率を得る。
また、１００％からマルテンサイトの面積率を引くことで、残部組織の面積率を得る。
【0038】
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亜鉛系めっき層について説明する。亜鉛系めっき層は、上述した鋼板上に配され、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含み、亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率が１５．０％以下である。なお、亜鉛系めっき層は、上述の鋼板の両面またはいずれか一方の面に配されていればよい。また、亜鉛系めっき層とは、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体が存在する層のことをいう。Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体については後述する。
以下、亜鉛系めっき層について説明する。
以下、亜鉛系めっき層について説明する。
【0039】
Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含む
亜鉛系めっき層は、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含む。Γ相は、亜鉛浴のＺｎ濃度に近いＺｎ濃度を有する層である。Ｆｅ－Ｚｎ固溶体は、亜鉛浴中の亜鉛と、鋼板中のＦｅとが合金化して生成する相である。そのため、Γ相は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体よりもＦｅ濃度が低い。本実施形態では、Ｆｅ濃度が１０～３０質量％である相をΓ相と定義し、Ｆｅ濃度が５０～８０質量％である相をＦｅ－Ｚｎ固溶体と定義する。なお、亜鉛系めっき層中には、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体の他に、δ１相およびξ相が含まれる場合がある。δ１相およびξ相のＦｅ濃度は、１０質量％未満である。
亜鉛系めっき層は、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体を含む。Γ相は、亜鉛浴のＺｎ濃度に近いＺｎ濃度を有する層である。Ｆｅ－Ｚｎ固溶体は、亜鉛浴中の亜鉛と、鋼板中のＦｅとが合金化して生成する相である。そのため、Γ相は、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体よりもＦｅ濃度が低い。本実施形態では、Ｆｅ濃度が１０～３０質量％である相をΓ相と定義し、Ｆｅ濃度が５０～８０質量％である相をＦｅ－Ｚｎ固溶体と定義する。なお、亜鉛系めっき層中には、Γ相およびＦｅ－Ｚｎ固溶体の他に、δ１相およびξ相が含まれる場合がある。δ１相およびξ相のＦｅ濃度は、１０質量％未満である。
【0040】
亜鉛系めっき層の合金化が進み過ぎて、亜鉛系めっき層中にΓ相が含まれないと、Γ相が含まれる亜鉛系めっき層と比べて耐食性が劣化する。また、亜鉛系めっき層中にΓ相が含まれないことは、亜鉛系めっき層の合金化が進んでいることを意味する。亜鉛系めっき層の合金化が進むにつれ（亜鉛系めっき層が合金化亜鉛系めっき層であると）めっき表面に酸化皮膜（ＺｎＯ）が形成および成長し、これによりスポット溶接時の接触抵抗が増大するため、チリが発生しやすくなる。そのため、亜鉛系めっき層中にΓ相が含まれることが重要である。
【0041】
亜鉛系めっき層中にΓ相がわずかでも含まれていれば本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を発揮することができるため、亜鉛系めっき層中のΓ相の割合は特に限定しない。なお、亜鉛系めっき層の付着量は所望とする耐食目標にもよるが、例えば、片面あたり５～１５０ｇ／ｍ２とすればよい。ただし、例えば亜鉛系めっき鋼板の冷間成形品と同等以上の耐食性を確保するために、Γ相の量を片面あたり３０ｇ／ｍ２以上としてもよい。Γ相の量が３０ｇ／ｍ２未満では、焼き入れ時の加熱により生成されるＦｅ－Ｚｎ固溶体がＦｅ錆を生じて体積膨張するため、腐食時に酸化されるＺｎが緻密な保護膜とならず、亜鉛系めっき鋼板の冷間成形品と同等以上の耐食性が得られない場合があるためである。
【0042】
亜鉛系めっき層中のＦｅ濃度の分析は以下の方法により行う。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。なお、ホットスタンプ成形体が溶接部を含む場合には、溶接部および溶接部近傍を避けた位置からサンプルを採取する。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。なお、ホットスタンプ成形体が溶接部を含む場合には、溶接部および溶接部近傍を避けた位置からサンプルを採取する。
【0043】
上記サンプルを樹脂に埋め込み、研磨した後に、板厚断面の層構造を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。具体的には、観察視野中に鋼板および亜鉛系めっき層が入る倍率にてＳＥＭで観察する。次に、板厚断面の層構造中の各層を特定するために、ＳＥＭ－ＥＤＳ（ＳＥＭ－Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、表面から板厚方向に沿って線分析を行い、各層のＦｅ濃度の定量分析を行う。サンプルの観察断面において、表面に平行な方向に０．１μｍの間隔にて１００箇所で線分析を行う。線分析は、電子線の径を１０ｎｍとしたエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）により、板厚方向に１ｎｍ間隔で定量分析を行う。Ｆｅ濃度が１０～３０質量％である相をΓ相と定義し、Ｆｅ濃度が５０～８０質量％である相をＦｅ－Ｚｎ固溶体と定義する。Ｆｅ濃度が１０質量％未満である相をδ１相およびξ相と定義する。
【0044】
次に、ＳＥＭ－ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、板厚方向に沿って線分析を行い、各層のＦｅ濃度の定量分析を行う。使用する装置は特に限定されないが、本実施形態では、例えば、ＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製のＮＢ５０００）、ＥＤＳ（ブルカーエイエックスエス社製のＸＦｌａｓｈ（ｒ）６│３０）、ＥＤＳ解析ソフトウェア（ブルカーエイエックスエス社製のＥＳＰＲＩＴ１．９）を用いればよい。上記したＣＯＭＰＯ像での観察結果およびＳＥＭ－ＥＤＳの定量分析結果から、板厚方向で最も深い位置に存在している領域であり、且つ測定ノイズを除いてＦｅ含有量が８０質量％超の領域を鋼板と判断する。また、測定ノイズを除いてＦｅ含有量が１０～３０質量％である相をΓ相と判断し、Ｆｅ濃度が５０～８０質量％である領域をＦｅ－Ｚｎ固溶体と判断する。
【0045】
次に、亜鉛系めっき層中のΓ相の測定方法について説明する。ホットスタンプ成形体から試験片を採取し、この試験片をＮＨ４Ｃｌ：１５０ｇ／ｌの水溶液に浸漬する。飽和カロメル電極を参照電極として４ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解し、電位が－８００ｍＶ ｖｓ．ＳＣＥ以下までの範囲をΓ相とみなす。この範囲は、Ｚｎを主成分としたＦｅ含有量が３０質量％以下からなるΓ相とみなすことができるためである。Γ相を電解して得られた電解液をＩＣＰ（誘導結合プラズマ）により測定し、Ｆｅ量およびＺｎ量の総和をΓ相の量とみなす。
【0046】
亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率：１５．０％以下
亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率を１５．０％以下とすることで、ホットスタンプ成形体のスポット溶接時の溶着を抑制することができる。本発明者は、ボイドの断面面積率が１５．０％超であると、スポット溶接時に通電経路が局所的に狭くなり、そこに過電流が流れ、過加熱されることで、溶着が発生し易くなると考えた。そのため、本実施形態では、少なくとも被溶接部となる領域の亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率を１５．０％以下とする。好ましくは、１３．０％以下であり、より好ましくは１０．０％以下であり、より一層好ましくは５．０％以下である。亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率は少ない程好ましいため、下限は０％としてもよい。
亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率を１５．０％以下とすることで、ホットスタンプ成形体のスポット溶接時の溶着を抑制することができる。本発明者は、ボイドの断面面積率が１５．０％超であると、スポット溶接時に通電経路が局所的に狭くなり、そこに過電流が流れ、過加熱されることで、溶着が発生し易くなると考えた。そのため、本実施形態では、少なくとも被溶接部となる領域の亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率を１５．０％以下とする。好ましくは、１３．０％以下であり、より好ましくは１０．０％以下であり、より一層好ましくは５．０％以下である。亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率は少ない程好ましいため、下限は０％としてもよい。
【0047】
亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率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端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
【0048】
次に、観察断面を研磨して、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いて３００倍の倍率で撮影後、二値化画像処理によりボイドの断面面積率を算出する。ボイドの断面面積率の算出に使用する装置は特に限定されないが、例えば、キーエンス社製デジタルマイクロスコープＶＨＸ－５０００の内蔵ソフトを用い、輝度によるボイド判別およびボイドの自動面積計測を行えばよい。
以上の方法により、亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率を得る。
以上の方法により、亜鉛系めっき層中に存在するボイドの断面面積率を得る。
【0049】
板厚および引張強さ
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とすることが好ましい。
また、車体軽量化の観点から、ホットスタンプ成形体の引張強さは１５００ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、引張強さが２５００ＭＰａ超となると、強度が高すぎてホットスタンプ成形体の靭性および延性が劣化する場合があるため、引張強さは２５００ＭＰａ以下とすることが好ましい。
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とすることが好ましい。
また、車体軽量化の観点から、ホットスタンプ成形体の引張強さは１５００ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、引張強さが２５００ＭＰａ超となると、強度が高すぎてホットスタンプ成形体の靭性および延性が劣化する場合があるため、引張強さは２５００ＭＰａ以下とすることが好ましい。
【0050】
次に、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する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面に亜鉛系めっき層を有する鋼板（亜鉛系めっき鋼板）に対して、所定の面圧が付与されるようにホットスタンプを行い、その後冷却することで製造する。合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を使用すると、（亜鉛系めっきの合金化過程で）亜鉛系めっき層中のΓ相が消失してしまい、耐食性向上効果が得られないため、亜鉛系めっき鋼板は溶融亜鉛系めっき鋼板であることが望ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面に亜鉛系めっき層を有する鋼板（亜鉛系めっき鋼板）に対して、所定の面圧が付与されるようにホットスタンプを行い、その後冷却することで製造する。合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を使用すると、（亜鉛系めっきの合金化過程で）亜鉛系めっき層中のΓ相が消失してしまい、耐食性向上効果が得られないため、亜鉛系めっき鋼板は溶融亜鉛系めっき鋼板であることが望ましい。
【0051】
まず、亜鉛系めっき鋼板の製造方法について説明する。鋳造した鋳片を１２００℃以上に加熱して、２０分以上保持した後、仕上げ圧延完了温度が８１０℃以上となるように熱間圧延を行う。更に、冷間圧延を行うことにより、上記の化学組成を有する鋼板を製造し、その後、連続溶融亜鉛めっきラインによって鋼板表面に亜鉛系めっき層を形成することにより、亜鉛系めっき鋼板を製造する。冷間圧延時の累積圧下率は３０～９０％とすればよい。亜鉛系めっき鋼板の製造方法では、熱間圧延と冷間圧延との間で熱延板焼鈍を行ってもよい。また、酸洗を行ってもよい。冷間圧延を省略して、熱間圧延後の鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに導入してもよい。冷間圧延を省略する場合、熱延板焼鈍や酸洗を省略してもよい。
【0052】
連続溶融亜鉛めっきラインでは、鋼板を加熱して保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することで、鋼板の表面に亜鉛系めっき層を形成する。亜鉛系めっき層の付着量は、片面あたり５～１５０ｍｇ／ｍ２とすればよい。なお、電気亜鉛めっきは、合金化を遅延させるための添加元素が必要となり、製造コストが増加するため望ましくない。
【0053】
次に、亜鉛系めっき鋼板を、加熱温度が「Ａｃ３点および８００℃」のうち高い方の温度～９５０℃になるように加熱する。また、加熱時間（亜鉛系めっき鋼板を加熱炉に入れてから、当該加熱温度で保持して、亜鉛系めっき鋼板を加熱炉から出すまでの時間（加熱炉搬入～加熱炉搬出の時間））を６０～６００秒間とする。なお、Ａｃ３点は下記式（１）により表される。加熱温度が「Ａｃ３点および８００℃」のうち高い方の温度未満、または加熱時間が６０秒未満では、十分にオーステナイト化することができず、結果として所望量のマルテンサイトを得ることができない。加熱温度が９５０℃超または加熱時間が６００秒超では、合金化が進み過ぎて亜鉛系めっき層中のΓ相が消滅してしまう。加熱時の平均加熱速度は０．１～２００℃／ｓとすればよい。ここでいう平均加熱速度は、加熱開始時の鋼板表面温度と加熱温度との温度差を、加熱開始時から加熱温度に達した時までの時間差で除した値である。「Ａｃ３点および８００℃」のうち高い方の温度～９５０℃の温度域における保持では、鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
【0054】
ホットスタンプ前の加熱方法としては、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
【0055】
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×Ｃ０．５－３０×Ｍｎ＋４４．７×Ｓｉ＋４００×Ｔｉ …（１）
式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示す。
式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示す。
【0056】
上述の加熱および保持の後、ホットスタンプを行う。ホットスタンプ後には、２５０℃以下の温度域まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を行う。ホットスタンプ後の冷却において、冷却停止温度が２５０℃超であると、また平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、所望量のマルテンサイトを得ることができない。なお、平均冷却速度を５００℃／ｓ超とすることは冷却設備の増設が必要となり製造コストが増加するため、平均冷却速度は５００℃／ｓ以下としてもよい。ここでいう平均冷却速度とは、冷却開始時の鋼板表面温度と冷却停止温度との温度差を、冷却開始時から冷却停止時までの時間差で除した値である。
２５０℃以下の温度域まで冷却した後の冷却速度については特に限定せず、冷却方法としては例えば空冷が挙げられる。
２５０℃以下の温度域まで冷却した後の冷却速度については特に限定せず、冷却方法としては例えば空冷が挙げられる。
【0057】
本実施形態では、ホットスタンプ時に、亜鉛系めっき鋼板に５０ＭＰａ以上の面圧を付与する。５０ＭＰａ以上の面圧を付与することで、亜鉛系めっき層中のボイドを潰して、ボイドの断面面積率を低減でき、ホットスタンプ成形体においてスポット溶接時の溶着の発生を抑制することができる。面圧が５０ＭＰａ未満であると、亜鉛系めっき層中のボイドの断面面積率を十分に低減することができない。ホットスタンプ時の面圧は１００ＭＰａ以上とすることが好ましい。
【0058】
面圧が高すぎると、金型とホットスタンプ用鋼板表面の酸化スケールとの間の表面摩耗により、ホットスタンプ成形体の表面に凹凸が多量に形成され、溶接性の劣化が懸念される。この観点から、面圧は５００ＭＰａ以下とすることが好ましい。また、面圧を２００ＭＰａ超とすることは、面圧が高すぎてホットスタンプ設備が損傷する場合があるため、面圧は２００ＭＰａ以下としてもよい。
【0059】
なお、亜鉛系めっき層中のボイドの断面面積率を低減するためには、本実施形態のように、ホットスタンプ時の面圧を制御することが重要である。例えば、ホットスタンプ後に再度加圧し、この加圧時の面圧を制御しても、亜鉛系めっき層中のボイドの断面面積率を低減することはできない。
【0060】
なお、亜鉛系めっき鋼板において面圧を５０ＭＰａ以上付与する領域は、ホットスタンプ成形体に成形された後に溶接される領域（被溶接部となる領域）とすることが望ましい。ホットスタンプ成形体において溶接される領域でボイドの断面面積率が低減されることで、スポット溶接時の溶着の発生を低減できるためである。
【実施例】
【0061】
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。
【0062】
表１に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片を１２００℃以上に加熱して、２０分以上保持した後、仕上げ圧延完了温度が８１０℃以上となるように熱間圧延を行い、更に、冷間圧延を行うことにより鋼板を得た。冷間圧延時の累積圧下率は３０～９０％とした。得られた鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっきラインにより亜鉛系めっきを付与することで、亜鉛系めっき鋼板（溶融亜鉛系めっき鋼板）を得た。亜鉛系めっき層の付着量は、片面あたり５～１５０ｇ／ｍ２とした。得られた亜鉛系めっき鋼板に対し、表２および表３に示す条件で、表２および表３に示すホットスタンプ成形体を製造した。なお、ホットスタンプ前の加熱における平均加熱速度は０．１～２００℃／ｓとした。
【0063】
なお、表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れること又は特性値が好ましくないことを示す。
【0064】
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、上述の測定方法により組織の面積率の測定を行った。なお、マルテンサイト以外の残部組織としてはフェライト、パーライトおよびベイナイトが観察された。
【0065】
また、ホットスタンプ成形体を構成する亜鉛系めっき層の層構造を上述の方法により分析し、また亜鉛系めっき層中のボイドの断面面積率を上述の方法により測定した。亜鉛系めっき層中にΓ相が観察された場合、表中に「有」と記載し、亜鉛系めっき層中にΓ相が観察されなかった場合、表中に「無」と記載した。なお、亜鉛系めっき層について表中に「有」と記載された実施例の亜鉛系めっき層には、Γ相の他にＦｅ－Ｚｎ固溶体が含まれており、且つ、Γ相の付着量は片面あたり５～１５０ｇ／ｍ２であった。
【0066】
ホットスタンプ成形体の機械特性（引張強さおよびスポット溶接性）は、以下の方法により評価した。
【0067】
引張強さ
ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。引張強さが１５００～２５００ＭＰａの場合を、ホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するため合格と判定した。また、引張強さが１５００ＭＰａ未満の場合を強度に劣るため、引張強さが２５００ＭＰａ超の場合を強度が高すぎて靭性および延性に劣るため、不合格と判定した。
ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。引張強さが１５００～２５００ＭＰａの場合を、ホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するため合格と判定した。また、引張強さが１５００ＭＰａ未満の場合を強度に劣るため、引張強さが２５００ＭＰａ超の場合を強度が高すぎて靭性および延性に劣るため、不合格と判定した。
【0068】
スポット溶接性
ホットスタンプ成形体について、端面から１０ｍｍ以内の領域を除く位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの試験片を２枚採取し、これらの試験片を重ね合わせ、下記の条件で電流を変化させてスポット溶接を実施した。
加圧力：４００ｋｇｆ
通電時間：１５サイクル
保持時間：９サイクル
電極チップ形状：ＤＲ型、先端φ６ｍｍ－曲率半径Ｒ４０ｍｍ
ホットスタンプ成形体について、端面から１０ｍｍ以内の領域を除く位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの試験片を２枚採取し、これらの試験片を重ね合わせ、下記の条件で電流を変化させてスポット溶接を実施した。
加圧力：４００ｋｇｆ
通電時間：１５サイクル
保持時間：９サイクル
電極チップ形状：ＤＲ型、先端φ６ｍｍ－曲率半径Ｒ４０ｍｍ
【0069】
ナゲット径が４√ｔ（ｔは試験片の板厚）となる電流をＩ０とし、更に電流を上げながらスポット溶接を行い、チリが発生する電流および溶着が発生する電流（溶着電流Ｉｓ）を求めた。Ｉ０とチリが発生する電流との間を適正電流範囲とした。なお、溶融金属が飛散した場合にチリが発生したと判断した。ナゲット径が４√ｔとなる電流Ｉ０でスポット溶接を行った時点でチリが発生した場合、適正電流範囲が無いとして表３に「－」と記載した。適正電流範囲が無かった例については、スポット溶接に供する亜鉛系めっき鋼板として不適切であるとして不合格と判定した。
【0070】
また、得られた溶着電流Ｉｓについて、スポット溶接性を以下の基準で評価した。ただし、Ｉ０（ｋＡ）：ナゲット径が４√ｔ（ｔは試験片の板厚）となる電流であり、Ｉａ（ｋＡ）：Ｉ０×１．４である。良（Ｇｏｏｄ）および可（Ｆａｉｒ）と評価された例は、スポット溶接性に優れるとして合格と判定した、一方、不可（Ｂａｄ）と評価された例は、スポット溶接性に劣るとして不合格と判定した。
良 （Ｇｏｏｄ）：Ｉｓ＞Ｉａ×１．１５
可 （Ｆａｉｒ）：Ｉａ×１．１０＜Ｉｓ≦Ｉａ×１．１５
不可（Ｂａｄ）：Ｉｓ≦Ｉａ×１．１０
良 （Ｇｏｏｄ）：Ｉｓ＞Ｉａ×１．１５
可 （Ｆａｉｒ）：Ｉａ×１．１０＜Ｉｓ≦Ｉａ×１．１５
不可（Ｂａｄ）：Ｉｓ≦Ｉａ×１．１０
【0071】
【表1】
【0072】
【表2】
【0073】
【表3】
【0074】
表２および表３を見ると、鋼板の化学組成および金属組織、並びに亜鉛系めっき層の層構造およびボイド断面面積率が本発明の範囲内であるホットスタンプ成形体は、引張強さが１５００～２５００ＭＰａであり、且つスポット溶接性に優れることが分かる。
【0075】
一方、鋼板の化学組成および金属組織、並びに亜鉛系めっき層の層構造およびボイド断面面積率のうちいずれか１つ以上が本発明を外れるホットスタンプ成形体は、引張強さが１５００～２５００ＭＰａの範囲外である、および／またはスポット溶接性が劣ることが分かる。なお、製造Ｎｏ．３６、３９、４１および４３は、ナゲット径が４√ｔとなる電流Ｉ０になる前にチリが発生した例である。
【産業上の利用可能性】
【0076】
本発明に係る上記態様によれば、スポット溶接性に優れ、且つホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するホットスタンプ成形体を得ることができる。