JP6222198B2 - ホットプレス部材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、薄鋼板をホットプレスにより成形してなる部材、すなわちホットプレス部材およびその製造方法に関する。

近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く要望されている。そのため、自動車車体の軽量化が強く要求されている。そこで、自動車用部材を薄くしても安全性が損なわれないよう、該部材の素材となる鋼板の高強度化が求められている。しかし、一般的に、鋼板の強度が高くなるにつれて成形性が低下するため、高強度鋼板を素材とした部材の製造においては、成形が困難になったり、形状凍結性が悪化するなどの問題が生じていた。

そこで、このような問題に対して、鋼板にホットプレス工法を適用して、高強度自動車用部材を製造する技術が実用化されている。ホットプレス工法では、鋼板はオーステナイト域に加熱された後、プレス機まで搬送され、プレス機内で、金型で所望形状の部材に成形されると同時に急冷される。この金型内での冷却過程（急冷）において、部材の組織はオーステナイト相からマルテンサイト相へと相変態し、これにより、所望形状の高強度部材が得られる。

また、最近では、乗員の安全性を確保するという観点から、自動車用部材の耐衝撃特性の向上が要望されている。この要望を満たすためには、衝突時のエネルギーを吸収する能力（衝撃エネルギー吸収能）を高めるという観点から、自動車用部材の均一伸びを高くすることが効果的である。そのため、高強度でありながら、均一伸びに優れるホットプレス部材が強く要望されている。

このような要望に対し、特許文献１には、熱間プレス成形法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品が提案されている。特許文献１に記載された熱間プレス成形品は、質量％で、C：0.15〜0.35％、Si：0.5〜3％、Mn：0.5〜2％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0002〜0.01％、Ti：（Nの含有量）×4〜0.1％、N：0.001〜0.01％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、マルテンサイト：80〜97％、残留オーステナイト：3〜20％、残部組織：5％以下からなる組織と、を有する。特許文献１に記載された技術によれば、適正量の残留オーステナイトを残存させた金属組織を得ることができ、成形品に内在する延性をより高くした熱間プレス部品が実現できると記載されている。

また、特許文献２には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献２に記載されたホットプレス部材は、質量％で、C：0.20〜0.40％、Si：0.05〜3.0％、Mn：1.0〜4.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005〜0.1％、N：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に占めるフェライト相の面積率が5〜55％で、マルテンサイト相の面積率が45〜95％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が7μm以下であるミクロ組織と、を有するホットプレス部材であり、引張強さTS：1470〜1750MPaの高強度と、全伸びEl：8％以上の高延性を有する。

特開2013-79441号公報 特開2010-65293号公報

しかしながら、特許文献１，２に記載された技術では、Ｃによるマルテンサイト相の強化により引張強さTS：1500MPa以上の高強度化が達成されたが、衝撃エネルギー吸収能を高めるという観点において、均一伸びが不十分となるという問題があった。

また、ホットプレス部材は、当該部材の作製後に焼付け塗装が施されるのが一般的であり、その焼付け塗装時の熱処理によって、降伏応力YSが増加する。ここで、耐衝撃特性を高めるためには、均一伸びのみならずYSが高いことも重要であるから、焼付け塗装時の熱処理によって、なるべく大きくYSが増加するような、熱処理硬化性に優れるホットプレス部材が求められている。しかしながら、特許文献１，２に記載された技術は、このような熱処理硬化性を何ら考慮していない。

そこで本発明は、上記課題に鑑み、引張強さTS：1500MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性と、熱処理（焼付け塗装）を施した際に降伏応力YSが150MPa以上増加する優れた熱処理硬化性とを全て兼ね備えるホットプレス部材と、その有利な製造方法とを提供することを目的とする。本明細書において、「熱処理硬化性に優れる」とは、ホットプレス部材を熱処理する際、熱処理後の降伏応力YSと熱処理前の降伏応力YSの差（以下、「ΔYS」と称する。）が150MPa以上である特性をさす。

上記した目的を達成するため、本発明者らは、引張強さTS：1500MPa以上の高強度を有するホットプレス部材における、降伏応力YSと均一伸びuElに影響する各種要因について鋭意検討をした結果、以下の知見を得た。

（Ａ）均一伸びuElを6.0％以上と高くするためには、残留オーステナイトを適正量有する組織が必要である。そして、Ｃ：0.30質量％未満で、残留オーステナイトを適正量有する組織を得るには、3.5％以上のMnを含有させる必要がある。また、Mnは、強度増加にも寄与し、Ｃ：0.30％未満でも、さらなる高強度を確保できる。

（Ｂ）ホットプレス部材の転位密度とΔYSとに相関がある。そして、ΔYS：150MPa以上を実現するためには、ホットプレス部材の転位密度が1.0×10¹⁶/m²以上である必要がある。

（Ｃ）上記の3.5％以上のMnを含有する鋼板にホットプレスを施す前に、当該鋼板を予めフェライト−オーステナイト二相温度域に加熱し、該温度域内の所定温度で1時間以上48時間以下保持する熱処理を行って、オーステナイトにMnを濃化させることによって、残留オーステナイトを適正量生成させることができる。また、このようにして得た鋼板に、所定の加熱工程と、ホットプレス成形工程とを施すことによって、転位密度が1.0×10¹⁶/m²以上のホットプレス部材を得ることができる。

本発明は、上記の知見によって完成されたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
Mn：3.5％以上11.0％未満、
Si：0.01〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
体積率で70.0％以上のマルテンサイト相と、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイト相と、を含む組織と、
引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上である引張特性と、を有し、転位密度が1.0×10¹⁶/m²以上であることを特徴とするホットプレス部材。

（２）前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する上記（１）に記載のホットプレス部材。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％

（３）表面にめっき層を有する上記（１）または（２）に記載のホットプレス部材。

（４）前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である上記（３）に記載のホットプレス部材。

（５）前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む上記（４）に記載のホットプレス部材。

（６）質量％で、
Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
Mn：3.5％以上11.0％未満、
Si：0.01〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板をAc1点以上Ac3点以下の第１温度に加熱し、該第１温度で1時間以上48時間以下保持し、その後冷却して、第１素材鋼板を得る工程と、
前記第１素材鋼板をAc3点以上1000℃以下の第２温度に加熱し、この第２温度で900秒以下保持する加熱工程と、
その後、前記第１素材鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形および焼入れを同時に施して、ホットプレス部材を得るホットプレス成形工程と、
を有することを特徴とするホットプレス部材の製造方法。

（７）前記加熱工程の前に、前記第１素材鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板をAc1点以上Ac3点以下に加熱、保持し、その後冷却する焼鈍によって、第２素材鋼板を得る工程と、
をさらに有し、前記第１素材鋼板に替えて前記第２素材鋼板に対して、前記加熱工程および前記ホットプレス成形工程を行う、上記（６）に記載のホットプレス部材の製造方法。

（８）前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する上記（６）または（７）に記載のホットプレス部材の製造方法。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％

（９）前記加熱工程の前に、前記第１素材鋼板または前記第２素材鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有する上記（６）〜（８）のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。

（１０）前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である上記（９）に記載のホットプレス部材の製造方法。

（１１）前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む上記（１０）に記載のホットプレス部材の製造方法。

（１２）前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m²である上記（９）〜（１１）のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。

本発明のホットプレス部材は、引張強さTS：1500MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性と、熱処理（焼付け塗装）を施した際に降伏応力YSが150MPa以上増加する優れた熱処理硬化性と全て兼ね備える。また、本発明のホットプレス部材の製造方法によれば、上記のようなホットプレス部材を有利に得ることができる。

（成分組成）
本発明の一実施形態によるホットプレス部材の成分組成について説明する。以下、特に断わらないかぎり、「質量％」は単に「％」と記す。

Ｃ：0.090％以上0.30％未満
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素である。また、ホットプレス部材に対する熱処理で、固溶Ｃの転位固着により降伏応力が高まる。このような効果を得て、引張強さTS：1500MPa以上を確保するためには、Ｃ含有量は0.090％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.30％以上の場合、Ｃによる固溶強化量が大きくなるため、ホットプレス部材の引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。

Mn：3.5％以上11.0％未満
Mnは、鋼の強度を増加させるとともに、オーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定性を向上させる元素であり、本発明で最も重要な元素である。このような効果を得て、引張強さTS：1500MPa以上と、均一伸びuEl：6.0％以上を確保するためには、Mn含有量は3.5％以上とする。一方、Mn含有量が11.0％以上の場合、Mnによる固溶強化量が大きくなり、ホットプレス部材の引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。

上記したC含有量とMn含有量の範囲内であれば、引張強さTS：1500MPa以上、好ましくは2300MPa未満の範囲内で、安定して均一伸びが6.0％以上となる引張特性を有するホットプレス部材を得ることができる。なお、さらに詳しくは、引張強さTS：1500MPa以上1700MPa未満の強度を確保するためには、C：0.090％以上0.12％未満でかつMn：4.5％以上6.5％未満とするか、あるいは、C：0.12％以上0.18％未満でかつMn：3.5％以上5.5％未満とすることが好ましい。また、引張強さTS：1700MPa以上1900MPa未満の強度を確保するためには、C：0.090％以上0.12％未満でかつMn：6.5％以上8.5％未満とするか、あるいは、C：0.12％以上0.18％未満でかつMn：5.5％以上7.5％未満とすることが好ましい。また、引張強さTS：1800MPa以上1980MPa未満の強度を確保するためには、C：0.18％以上0.30％未満でかつMn：3.5％以上4.5％未満とすることが好ましい。また、引張強さTS：2000MPa以上2300MPa未満の強度を確保するには、C：0.090％以上0.12％未満でかつMn：8.5％以上11.0％未満とするか、あるいは、C：0.12％以上0.18％未満でかつMn：7.5％以上11.0％未満とするか、あるいはC：0.18％以上0.30％未満でかつMn：4.5％以上6.5％未満とすることが好ましい。

Si：0.01〜2.5％
Siは、固溶強化により、鋼の強度を増加させる元素であり、このような効果を得るためには、Si含有量は0.01％以上とする。一方、Si含有量が2.5％を超える場合、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥が著しく発生するとともに、圧延荷重が増大する。よって、Si含有量は0.01％以上2.5％以下とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.02％以上1.5％以下である。

Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼中では不可避的不純物として存在し、結晶粒界等に偏析して、部材の靭性を低下させるなどの悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。よって、Ｐ含有量は0.05％以下とし、より好ましくは0.02％以下とする。また、過度の脱Ｐ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。

Ｓ：0.05％以下
Ｓは、不可避的に含有され、鋼中では硫化物系介在物として存在し、ホットプレス部材の延性、靭性等を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Ｓ含有量は0.05％以下とし、より好ましくは0.005％以下とする。また、過度の脱Ｓ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。

Al：0.005〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を発現させるためには、Al含有量は0.005％以上とする。一方、Al含有量が0.1％を超える場合、窒素と結合し多量の窒化物が生成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。このため、Al含有量は0.005％以上0.1％以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは0.02％以上0.05％以下である。

Ｎ：0.01％以下
Ｎは、通常は、鋼中に不可避的に含有されるが、Ｎ含有量が0.01％を超える場合、熱間圧延やホットプレスの加熱時にAlN等の窒化物が形成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。このため、Ｎ含有量は0.01％以下とする。なお、Ｎ含有量は、より好ましくは0.0030％以上0.0050％以下である。また、とくに調整せず、不可避的に含有される場合には、Ｎ含有量は0.0025％未満程度である。また、精錬コストが増加するため、Ｎ含有量は0.0025％以上とすることが望ましい。

また、上記した基本の組成に加えてさらに、以下の任意成分を含有する成分組成としてもよい。

Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Cu、Cr、Moはいずれも、鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るためには、各元素の含有量を0.01％以上とする。一方、材料コストを高騰させない観点から、Ni、Cu、Cr含有量は5.0％以下、Mo含有量は3.0％以下とする。各元素の好ましい含有量は、0.01％以上1.0％以下である。

Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｖ、Ｗはいずれも、析出強化によって鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化によって靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。

Tiは、強度増加、靭性向上の効果に加え、Ｂよりも優先して窒化物を形成し、固溶Ｂによる焼入れ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ti含有量は0.005％以上とする。一方、Ti含有量が3.0％を超える場合、熱間圧延時に圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下する。よって、Tiを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上1.0％以下とする。

Nbによって上記効果を得るためには、Nb含有量は0.005％以上とする。一方、Nb含有量が3.0％を超える場合は、炭窒化物量が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下する。よって、Nbを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上0.05％とする。

Ｖは、強度増加、靭性向上の効果に加え、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとして耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は0.005％以上とする。一方、Ｖ含有量が3.0％を超える場合、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が低下する。よって、Ｖを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上2.0％以下とする。

Ｗは、強度増加、靭性向上の効果に加え、耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は0.005％以上とする。一方、Ｗ含有量が3.0％を超える場合、延性が低下する。よって、Ｗを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上2.0％以下とする。

Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
REM、Ca、Mgは、いずれも介在物の形態制御によって、延性や耐水素脆性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。この効果を得るためには、各元素の含有量は0.0005％以上とする。一方、熱間加工性を低下させない観点から、REM含有量、Ca含有量はともに0.01％以下とする。また、粗大な酸化物や硫化物の生成により延性を低下させない観点から、Mg含有量は0.01％以下とする。各元素の好ましい含有量は、0.0006〜0.01％である。

Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Sbは、鋼板の加熱、冷却に際し、鋼板表層における脱炭層の形成を抑制するため、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには、Sb含有量は0.002％以上とする。一方、Sb含有量が0.03％を超える場合、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。このため、Sbを含有する場合、その含有量は0.002％以上0.03％以下とし、好ましくは0.002％以上0.02％以下とする。

Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
Ｂは、ホットプレス時の焼入れ性向上やホットプレス後の靭性向上に寄与するため、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は0.0005％以上とする。一方、Ｂ含有量が0.05％を超える場合、熱間圧延時の圧延荷重の増加や、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れが生じる場合がある。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0005％以上0.05％以下とし、好ましくは0.0005％以上0.01％以下とする。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ（酸素）：0.0100％以下が許容できる。

（組織）
本発明の一実施形態によるホットプレス部材の組織について説明する。

マルテンサイト相：体積率で70.0％以上
引張強さTS：1500MPa以上を確保するためには、体積率で70.0％以上のマルテンサイト相を主相とする必要がある。なお、マルテンサイト相は、所望量の残留オーステナイト相を含有するために、多くても97％以下とすることが好ましい。

残留オーステナイト相：体積率で3.0〜30.0％
残留オーステナイト相は、変形時のTRIP効果（変態誘起塑性）により均一伸びを高める、本発明で最も重要な組織である。本実施形態では、均一伸びuEl：6.0％以上を実現するために、体積率で3.0％以上の残留オーステナイト相を含有させる。一方、残留オーステナイト相の体積率が30.0％を超えると、TRIP効果を発現した後に変態した硬質なマルテンサイト相が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、残留オーステナイト相の体積率は、3.0％以上30.0％以下とし、好ましくは5.0〜20.0％とする。

なお、上記適正量の残留オーステナイト相を生成するには、適量のMnを含有する鋼板を用いること、該鋼板にホットプレス前に所定の熱処理を施して、Mnをオーステナイト中に濃化させこと、さらにはホットプレス時の加熱工程を適正化することが重要となる。

なお、マルテンサイト相と残留オーステナイト相以外の残部は、合計で体積率で10％以下（0％を含む）の、ベイナイト相、フェライト相、セメンタイト、パーライトが許容できる。

なお、本発明において、各相の体積率の決定は、次のようにして行うものとする。

まず、残留オーステナイトの体積率は、以下の方法で求める。ホットプレス部材から、Ｘ線回折用試験片を切り出し、肉厚1/4面が測定面となるように機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト（γ）の｛200｝面、｛220｝面、｛311｝面のピークの積分強度と、フェライト（α）の｛200｝面、｛211｝面のピークの積分強度を測定する。α｛200｝-γ｛200｝、α｛200｝-γ｛220｝、α｛200｝-γ｛311｝、α｛211｝-γ｛200｝、α｛211｝-γ｛220｝、α｛211｝-γ｛311｝の計６通りについて、積分強度比から求まる残留γ体積率をそれぞれ算出する。これらの平均値を「残留オーステナイト相の体積率」とする。

次に、残部組織の体積率は、以下の方法で求める。ホットプレス部材から、圧延方向に平行で、かつ圧延面に垂直な面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取する。観察面を研磨し、3vol.％ナイタール液で腐食して組織を現出し、板厚1/4となる位置の組織を走査型電子顕微鏡（倍率：1500倍）で観察し、撮像する。得られた組織写真から、画像解析により、組織の同定と、組織分率を求める。比較的平滑な面で黒く観察される相はフェライト相とし、結晶粒界にフィルム状または塊状に白く観察される相はセメンタイトとし、フェライト相とセメンタイトが層状に形成した相をパーライトとし、ラス間に炭化物が生成した相および粒内に炭化物を有しないベイニティックフェライトで構成される相をベイナイト相と同定する。組織写真中の各相の占有面積率を求め、組織が三次元的に均質であるとみなし、面積率を体積率とした。

「マルテンサイト相の体積率」は、上記した残部組織の体積率と残留オーステナイト相の体積率を100％から差引いた値とした。

（転位密度）
転位密度：1.0×10¹⁶/m²以上
ホットプレス部材の転位密度は、ΔYSに影響する本発明において最も重要な指標である。ホットプレス部材に熱処理（焼付け塗装）を施した際に、可動転位に固溶Ｃが固着して、降伏応力YSが上昇するものと考えられる。ΔYS：150MPa以上を実現するためには、ホットプレス部材の転位密度が1.0×10¹⁶/m²以上である必要がある。転位密度の上限は実質的に5.0×10¹⁶/m²である。ホットプレス部材の転位密度は、好ましくは1.2×10¹⁶/m²以上4.5×10¹⁶/m²以下である。

本発明において、転位密度は以下の方法で求める。ホットプレス部材からＸ線回折用試験片を切り出し、肉厚1/4面が測定面となるように機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα₁線を使用し、α｛110｝、α｛211｝、α｛220｝のピークの半値幅を実測する。ひずみのない標準試験片(Si)を使用し、実測したα｛110｝、α｛211｝、α｛220｝のピークの半値幅を真の半値幅へと補正したのち、Willaimson-Hall法に基づき、ひずみ（ε）を求める。転位密度（ρ）は、ひずみ（ε）とバーガースベクトル（b=0.286nm）を用いて、次式で求められる。
ρ=14.4×ε²/b²

（特性）
本実施形態のホットプレス部材は、引張強さTS：1500MPa以上、好ましくは2300MPa未満の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上、実質的には20％以下の高延性と、ΔYSが150MPa以上、実質的には300MPa以下の特性を有する。

（めっき層）
本発明の一実施形態によるホットプレス部材は、めっき層を有することが好ましい。

ホットプレス部材の素材として使用する鋼板がめっき鋼板である場合には、得られたホットプレス部材の表層にめっき層が残存することになる。この場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制される。そのため、表面のスケール剥離を行うことなくホットプレス部材を使用に供することができ、生産性が向上する。

めっき層は、Zn系めっき層またはAl系めっき層とすることが好ましい。耐食性が必要とされる場合は、Al系めっき層よりもZn系めっき層が優れている。これは、亜鉛の犠牲防食作用により、地鉄の腐食速度を低下することができるためである。また、めっき鋼板をホットプレスする場合、ホットプレス工程における加熱初期に酸化亜鉛膜が形成され、その後のホットプレス部材の処理においてZnの蒸発を防止できる。

なお、Zn系めっきとしては、一般的な溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）、Zn−Ni系めっきなどが例示できるが、なかでも、Zn−Ni系めっきが好ましい。Zn−Ni系めっき層は、ホットプレス加熱時のスケール生成を顕著に抑制することに加えて、液体金属脆化割れをも防ぐことができる。この効果を得る観点から、Zn−Ni系めっき層は10〜25質量％のNiを含むことが好ましい。Niが25％を超えて含有されても、この効果は飽和する。

Al系めっき層としては、Al−10質量％Siめっきが例示できる。

（製造方法）
本発明の一実施形態におけるホットプレス部材の製造方法を説明する。まず、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る。その後、この熱延鋼板に後述する所定の熱処理（Mn濃化熱処理）を施して、第１素材鋼板を得る。その後、任意に、前記第１素材鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、引き続き、この冷延鋼板に所定の焼鈍を行って、第２素材鋼板を得る。

このようにして得た第１素材鋼板または第２素材鋼板に対して、所定の加熱工程とホットプレス成形工程を行って、ホットプレス部材を得る。以下、各工程を詳細に説明する。

＜熱延鋼板を得る工程＞
熱延鋼板を得る工程は特に限定されず、定法に従えばよい。上記の成分組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、マクロ偏析を防止するために連続鋳造法でスラブとすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、あるいは薄スラブ連鋳法を用いてもよい。

得られたスラブは、一旦、室温まで冷却されたのち、再加熱のため加熱炉に装入される。ただし、スラブを室温まで冷却することなく、温片のまま加熱炉に装入するプロセスや、スラブを短時間保熱した後、ただちに熱間圧延するプロセスなどの省エネルギープロセスも適用できる。

得られたスラブは、所定の加熱温度に加熱されたのち、熱間圧延されて、熱延鋼板とされる。加熱温度としては、1000〜1300℃が例示できる。加熱されたスラブは、通常、仕上げ圧延入側温度が1100℃以下で、仕上げ圧延出側温度が800〜950℃の条件で熱間圧延され、平均冷却速度：5℃/s以上の条件で冷却され、300〜750℃の巻取り温度でコイル状に巻き取られ、熱延鋼板とされる。

＜Mn濃化熱処理＞
続いて、熱延鋼板をAc1点以上Ac3点以下の第１温度に加熱し、該第１温度で1時間以上48時間以下保持し、その後冷却して、第１素材鋼板を得る。この処理は、オーステナイトにMnを濃化させるものであり、残留オーステナイトを適正量有して均一伸びuEl：6.0％以上を実現し、かつ、転位密度が1.0×10¹⁶/m²以上としてΔYS：150MPa以上を実現するホットプレス部材を製造するために最も重要なプロセスとなる。

加熱温度：Ac1点以上Ac3点以下
熱延鋼板をフェライト−オーステナイト二相温度域に加熱し、オーステナイトにMnを濃化させる。Mnが濃化したオーステナイトでは、マルテンサイト変態終了温度が室温以下となり、残留オーステナイトが生成しやすくなる。加熱温度がAc1点未満では、オーステナイトが生成せず、Mnをオーステナイトへ濃化させることができない。一方、加熱温度がAc3点を超えると、オーステナイト単相温度域となり、オーステナイトへのMn濃化が行われない。また、加熱温度がAc1点未満の場合とAc3点を超える場合のいずれも、ホットプレス部材の転位密度を1.0×10¹⁶/m²以上とすることができない。よって、加熱温度はAc1点以上Ac3点以下とし、好ましくは（Ac1点＋20℃）以上（Ac3点−20℃）以下とする。

なお、Ac1点(℃)およびAc3点(℃)は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ac1点(℃)＝751−16C＋11Si−28Mn−5.5Cu−16Ni＋13Cr＋3.4Mo
Ac3点(℃)＝910−203C^1/2＋44.7Si−4Mn＋11Cr
ここで、式中のC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Moは、各元素の含有量（質量％）であり、上記元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零として算出する。

加熱保持時間：1時間以上48時間以下
オーステナイトへのMnの濃化は、加熱保持時間の経過に伴い進行する。加熱保持時間が1時間未満では、Mnのオーステナイトへの濃化が不十分で、所望の均一伸びが得られない。また、加熱保持時間が1時間未満の場合、Mn濃化が不十分で、ホットプレス工程でのMs点が低下せず、ホットプレス部材の転位密度を1.0×10¹⁶/m²以上とすることができない。一方、加熱保持時間が48時間を超えると、パーライトが生成し、所望の均一伸びが得られない。また、ホットプレス部材の転位密度を1.0×10¹⁶/m²以上とすることができない。よって、加熱保持時間は1時間以上48時間以下とし、好ましくは1.5時間以上24時間以下とする。

なお、Ms点(℃)は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ms点（℃）＝539−423C−30.4Mn−17.7Ni−12.1Cr−7.5Mo
ここで、式中のC、Mn、Ni、Cr、Moは、各元素の含有量（質量％）であり、上記元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零として算出する。

加熱保持後の冷却は、特に限定されず、使用する加熱炉等に応じて適宜、放冷（徐冷）、あるいは制御冷却とすることが好ましい。

このMn濃化熱処理は、バッチ焼鈍炉や連続焼鈍炉で行うことが好ましい。バッチ焼鈍炉での処理条件は、上記した条件以外は特に限定されないが、例えば、加熱速度は40℃/hr以上とし、加熱保持後の冷却は、40℃/hr以上とすることが、Mn濃化の観点から好ましい。また、連続焼鈍炉での処理条件についても、上記した以外は特に限定されないが、例えば、上記した加熱保持を行ったのち、熱延鋼板を10℃/s以上の平均冷却速度で350〜600℃の温度域の冷却停止温度まで冷却し、引続き、当該温度域で10〜300秒滞留させ、その後、冷却し、巻き取る処理とすることが製造性の観点から好ましい。

このようにして作製された第１素材鋼板は、ホットプレス用鋼板として使用することができる。第１素材鋼板の組織は、ラス状の第二相中のMn濃度をMns、ラス状のフェライト中のMn濃度をMnαとした時、Mns/Mnαが1.2以上であることを特徴とする。「第二相」とは、フェライト以外の残部組織（オーステナイト、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト）である。Mns/Mnαが1.2未満であることは、オーステナイトへのMn濃化が不十分であることを意味し、ホットプレス工程後に十分な均一伸びおよび転位密度を得ることができない。

＜冷延鋼板を得る工程＞
その後、第１素材鋼板を後述の加熱工程およびホットプレス成形工程に供することなく、第１素材鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板としてもよい。冷間圧延時の圧下率は、その後の焼鈍やホットプレス直前の加熱工程を行う際の異常粒成長を防止するために、30％以上とすることが好ましく、より好ましくは50％以上とする。また、圧延負荷が増し、生産性が低下するため、圧下率は85％以下にすることが好ましい。

＜焼鈍工程＞
その後、冷延鋼板をAc1点以上Ac3点以下に加熱、保持し、その後冷却する焼鈍によって、第２素材鋼板を得る。焼鈍温度はAc1点以上Ac3点以下の所定温度とすることが好ましい。これは、該焼鈍工程において、さらにオーステナイトへのMn濃化が促進されるためである。当該所定温度での保持時間は特に限定されないが、30秒以上300秒以下が好ましい。30秒以上とすれば、Mn濃化の効果が十分に得られ、300秒以下であれば生産性を損なうことがない。

なお、各工程間に、酸洗をする工程、調質圧延をする工程を適宜はさんでもよいことは勿論である。

このようにして作製された第２素材鋼板は、ホットプレス用鋼板として使用することができる。第２素材鋼板の組織は、フェライトの平均結晶粒径が10μm以下、第二相の平均粒径が10μm以下であり、第二相中のMn濃度をMns、フェライト中のMn濃度をMnαとした時、Mns/Mnαが1.5以上であることを特徴とする。なお、「フェライトの平均結晶粒径」および「第二相の平均粒径」は、以下の方法で求めた。第２素材鋼板から、圧延方向に平行で、かつ圧延面に垂直な面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取する。観察面を研磨し、3vol.％ナイタール液で腐食して組織を現出し、板厚1/4となる位置の組織を走査型電子顕微鏡（倍率：1500倍）で観察し、撮像する。得られた組織写真から、既述の基準に基づき組織を同定した。フェライトおよび第二相の平均粒径は、JIS G 0551(2005)に記載の線分法で求めた。

Mns/Mnαは、以下の方法で求めた。組織観察用試験片を採取後、観察面を研磨し、3vol.％ナイタール液で腐食して組織を現出し、板厚1/4となる位置の組織をEPMA（Electron Probe Micro Analyzer；電子プローブマイクロアナライザ）で観察し、フェライトおよび第二相のそれぞれ、30粒子についてMnの定量分析を行った。Mnの定量分析結果について、フェライトの平均値をMnα、第二相の平均値をMnsとし、第二相の平均値Mnsをフェライトの平均値Mnαで除した値をMns/Mnαとした。

＜めっき工程＞
第１素材鋼板または第２素材鋼板の表面にめっき層を形成しない場合、ホットプレス工程後に、ホットプレス部材にショットブラストなどのスケール剥離処理を行う必要がある。これに対し、第１素材鋼板または第２素材鋼板の表面にめっき層を形成する場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制されるため、ホットプレス工程後のスケール剥離処理が不要となり、生産性が向上する。

めっき層の付着量は、片面あたりで10〜90g/m²とすることが好ましく、30〜70g/m²とすることがより好ましい。付着量が10g/m²以上とすれば、加熱時のスケール生成を抑制する効果が十分に得られ、付着量が90g/m²以下であれば、生産性が阻害されないからである。めっき層の成分については既述のとおりである。

＜加熱工程＞
続いて、第１素材鋼板または第２素材鋼板をAc3点以上1000℃以下の第２温度に加熱し、この第２温度で900秒以下保持する加熱工程を行う。

加熱温度：Ac3点以上1000℃以下
加熱温度がオーステナイト単相域であるAc3点よりも低いと、オーステナイト化が不十分となり、ホットプレス部材に所望のマルテンサイト量を確保できず、所望の引張強さを得られない。また、ホットプレス部材の転位密度を1.0×10¹⁶/m²以上とすることができず、ΔYS：150MPa以上を実現できない。一方、加熱温度が1000℃を超えると、オーステナイトに濃化したMnが均一化され、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られない。また、Mnの均一化により、Ms点を低下させることができなくなり、ホットプレス部材の転位密度を1.0×10¹⁶/m²以上とすることができず、ΔYS：150MPa以上を実現できない。よって、加熱温度はAc3点以上1000℃以下とし、好ましくは、（Ac3点＋30）℃以上950℃以下とする。

加熱温度（第２温度）への昇温速度は、特に限定されないが、1〜400℃/ｓとすることが好ましく、10〜150℃/ｓとすることがより好ましい。昇温速度が1℃/ｓ以上であれば、生産性を損なわず、400℃/ｓ以下であれば、温度制御が不安定となることがない。

保持時間：900秒以下（0秒を含む）
加熱温度（第２温度）での保持時間の経過に伴い、濃化されたMnが周囲に拡散し均一化される。そのため、保持時間が900秒を超えると、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られない。また、Mnの均一化により、Ms点を低下させることができなくなり、ホットプレス部材の転位密度を1.0×10¹⁶/m²以上とすることができず、ΔYS：150MPa以上を実現できない。よって、保持時間は900秒以下とする。保持時間は0秒、すなわち、第２温度の到達後に、直ちに、加熱を終了してもよい。

加熱方法は特に限定されず、一般的な加熱方法である、電気炉、ガス炉、赤外線加熱、高周波加熱、直接通電加熱等がいずれも適用できる。また、雰囲気についても特に限定されず、大気中や不活性ガス雰囲気中など、いずれも適用できる。

＜ホットプレス成形工程＞
ホットプレス成形工程では、加熱工程を経た第１素材鋼板または第２素材鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形および焼入れを同時に施して、所定形状のホットプレス部材を得る。「ホットプレス成形」は、加熱された薄鋼板を金型でプレス成形すると同時に急冷する工法であり、「熱間成形」、「ホットスタンプ」、「ダイクエンチ」などとも称される。

プレス機内での成形開始温度は、特に限定されないが、Ms点以上とすることが好ましい。成形開始温度がMs点℃未満の場合、成形荷重が増大し、プレス機にかかる負荷が増加する。なお、成形開始までの素材鋼板の搬送中は、一般的に空冷とする。そのため、成形開始温度の上限は、製造工程上、直前の前記加熱工程での加熱温度である。ガスや液体などの冷媒により冷却速度が速まる環境下で搬送される場合、保熱箱などの保温治具により冷却速度を低減することが好ましい。

金型内での冷却速度は特に限定されないが、生産性の観点から、200℃までの平均冷却速度を好ましくは20℃/ｓ以上、より好ましくは40℃/ｓ以上とする。

金型からの取出し時間と、取出し後の冷却速度については、特に限定されない。冷却方法としては、例えば、パンチ金型を下死点にて1〜60秒間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いてホットプレス部材を冷却する。その後に、金型からホットプレス部材を取り出し、冷却する。金型内、また、金型から取り出し後の冷却は、ガスや液体などの冷媒による冷却方法を組み合わせることができ、それによって生産性を向上させることもできる。

表１および表４に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）を有する溶鋼を小型真空溶解炉で溶製し、スラブとした。スラブを1250℃に加熱し、さらに粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延をして、熱延鋼板を得た。仕上げ圧延入側温度は1100℃で、仕上げ圧延出側温度が850℃の条件とした。熱間圧延終了後の冷却速度は、800〜600℃の平均で15℃/sとし、巻取り温度は650℃とした。

得られた熱延鋼板を表２および表５の加熱温度T1（第１温度）に加熱し、当該温度で表２および表５に示す時間保持し、その後冷却して、第１素材鋼板を得た。一部の試験例では、第１素材鋼板を酸洗し、圧下率54％で冷間圧延して、冷延鋼板（板厚：1.6mm）とした。さらに、冷延鋼板を表２および表５の加熱温度T2に加熱し、表２および表５に示す時間保持し、その後、冷却速度15℃/sで冷却し、500℃で冷却を停止し、この温度で150s間保持し、第２素材鋼板を得た。

冷間圧延を施さない試験例では第１素材鋼板について組織観察を行い、既述の方法でMns/Mnαを求めた。結果を表２および表５に示す。また、それ以外の試験例では第２素材鋼板について組織観察を行い、既述の方法で、フェライトの平均結晶粒径、第二相の平均粒径、およびMns/Mnαを求めた。結果を表２および表５に示す。

表２および表５に示すように、一部の試験例では、第２素材鋼板にめっき処理を施した。表２および表５中、「GI」は溶融亜鉛めっき層、「GA」は合金化溶融亜鉛めっき層、「Zn-Ni」はZn−12mass％Niめっき層、「Al-Si」はAl−10mass％Siめっき層であり、いずれもめっき層の付着量は片面あたりで60g/m²とした。

このようにして得られた熱延鋼板（第１素材鋼板）または冷延鋼板（第２素材鋼板）に、表３および表６に示す条件で加熱工程と、ホットプレス成形工程を施して、ハット形状のホットプレス部材を得た。ホットプレスは、幅：70mm、肩半径R：6mmのパンチ金型と肩半径R：7.6 mmのダイ金型とを使用し、成形深さ：30mmで行った。

なお、ホットプレス成形工程前の加熱工程は、電気加熱炉を用いて大気中で行った場合、加熱速度は室温から750℃までの平均で7.5℃/sであった。750℃から加熱温度までの加熱速度は平均で、2.0℃/sであった。加熱温度に到達後、保持を行う場合は、当該加熱温度で保持した。また、直接通電加熱装置を用いて大気中で行った場合、加熱速度は室温から加熱温度までの平均で100℃/sであった。成形開始温度は750℃であった。また、冷却は、パンチ金型を下死点にて15ｓ間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いての挟み込みと、挟み込みから開放したダイ上での空冷との組合せで、150℃以下まで冷却した。成形開始温度から200℃までの平均冷却速度は100℃/sであった。

得られたホットプレス部材に、170℃で20分間の熱処理（低温熱処理）を施した。これは、通常の自動車部材の製造工程における焼付け塗装条件に相当するものである。この低温熱処理の前後において、ハット天板部の位置からJIS 5号引張試験片（平行部：25mm幅、平行部長さ：60mm、GL=50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、降伏応力YS、引張強さTS、全伸びtEl、および均一伸びuElを求めた。結果を表３および表６に示す。

また、得られたホットプレス部材におけるマルテンサイト相の体積率、残留オーステナイト相の体積率、残部組織の体積率、および転位密度を既述の方法で測定し、結果を表３および表６に示す。

本発明例はいずれも、引張強さTS：1500MPa以上と、均一伸びuEl：6.0％以上と、ΔYS：150MPa以上を実現できた。これに対し、比較例はいずれかの特性を満足しなかった。

本発明のホットプレス部材は、自動車のインパクトビーム、センターピラー、バンパー等のような、高い衝突エネルギー吸収能を必要とする構造部材として好適に使用できる。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
   Mn：3.5％以上11.0％未満、
   Si：0.01〜2.5％、
   Ｐ：0.05％以下、
   Ｓ：0.05％以下、
   Al：0.005〜0.1％、
   Ｎ：0.01％以下を含み、
   残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
   体積率で70.0％以上のマルテンサイト相と、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイト相と、を含む組織と、
   引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上である引張特性と、を有し、転位密度が1.0×10¹⁶/m²以上であることを特徴とするホットプレス部材。
2. 前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する請求項１に記載のホットプレス部材。
   記
   Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
   Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
   Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
   Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
   Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
3. 表面にめっき層を有する請求項１または２に記載のホットプレス部材。
4. 前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である請求項３に記載のホットプレス部材。
5. 前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む請求項４に記載のホットプレス部材。
6. 質量％で、
   Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
   Mn：3.5％以上11.0％未満、
   Si：0.01〜2.5％、
   Ｐ：0.05％以下、
   Ｓ：0.05％以下、
   Al：0.005〜0.1％、
   Ｎ：0.01％以下を含み、
   残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る工程と、
   前記熱延鋼板をAc1点以上Ac3点以下の第１温度に加熱し、該第１温度で1時間以上48時間以下保持し、その後冷却して、第１素材鋼板を得る工程と、
   前記第１素材鋼板をAc3点以上1000℃以下の第２温度に加熱し、この第２温度で900秒以下保持する加熱工程と、
   その後、前記第１素材鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形および焼入れを同時に施して、体積率で70.0％以上のマルテンサイト相と、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイト相と、を含む組織と、引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上である引張特性と、を有し、転位密度が1.0×10 ¹⁶ /m ² 以上であるホットプレス部材を得るホットプレス成形工程と、
   を有することを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
7. 前記加熱工程の前に、前記第１素材鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る工程と、
   前記冷延鋼板をAc1点以上Ac3点以下に加熱、保持し、その後冷却する焼鈍によって、第２素材鋼板を得る工程と、
   をさらに有し、前記第１素材鋼板に替えて前記第２素材鋼板に対して、前記加熱工程および前記ホットプレス成形工程を行う、請求項６に記載のホットプレス部材の製造方法。
8. 前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する請求項６または７に記載のホットプレス部材の製造方法。
   記
   Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
   Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
   Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
   Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
   Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
9. 前記加熱工程の前に、前記第１素材鋼板および前記第２素材鋼板のうち、前記加熱工程に供される鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有する請求項６〜８のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
10. 前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である請求項９に記載のホットプレス部材の製造方法。
11. 前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む請求項１０に記載のホットプレス部材の製造方法。
12. 前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m²である請求項９〜１１のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。