WO2020184055A1 - 熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板の製造方法、および、熱間プレス部材の製造方法 - Google Patents

熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板の製造方法、および、熱間プレス部材の製造方法 Download PDF

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克利 ▲高▼島
田中　稔
佳子 中原
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor

Definitions

  • the present invention relates to a hot press member, a method for manufacturing a steel plate for hot press, and a method for manufacturing a hot press member.
  • Hot press is a technology that heats a steel sheet to a temperature range of austenite single phase and then forms (processes) it at a high temperature. As a result, molding can be performed with high dimensional accuracy. Further, the strength can be increased by quenching by cooling after molding.
  • the present invention has been made in view of the above points, and an object of the present invention is to provide a hot press member having excellent indentation peel strength. Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing a hot-pressed steel sheet and a method for manufacturing a hot-pressed member using the hot-pressed steel sheet manufactured by the above method.
  • the present invention provides the following [1] to [5].
  • [1] A hot-pressed member having a steel plate and a plating layer on the surface of the steel plate, the hot-pressed member having a tensile strength of 1780 MPa or more, and a ten-point average of the surfaces of the plating layer.
  • Roughness Rzjis is 25 ⁇ m or less, and the steel sheet is C: 0.25% or more and less than 0.50%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.1% or more and 2.4% in mass%.
  • N 0.010% or less
  • Sb 0.001% or more and 0.020%
  • composition of the steel sheet is further increased by mass%, B: 0.0050% or less, Mo: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, REM: 0.005% or less, V: 0.15% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Sn: 0.50% or less, Zn: 0.
  • the steel material having the component composition according to the above [1] or [2] is heated at a temperature of 1100 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower for 30 minutes or more and 120 minutes or less, and 860 is added to the heated steel material.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by hot-rolling at a finish rolling temperature of ° C. or higher and 950 ° C. or lower, the hot-rolled steel sheet is wound at a winding temperature of 500 ° C. or lower, and the wound steel sheet is wound.
  • a hot-pressed steel sheet for hot pressing is obtained by subjecting the cold-rolled steel sheet to an annealing consisting of a first quenching and a second annealing, and then plating the cold-rolled steel sheet that has been annealed. Manufacturing method of steel sheet for use. However, in the first annealing, the cold-rolled steel sheet is held at a temperature of 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower for 600 seconds or less, and then cooled to a cooling stop temperature of 350 ° C.
  • the cooling stop temperature is obtained. After that, it was cooled to room temperature for 60 seconds or more and 1800 seconds or less, and in the second annealing, the cold-rolled steel sheet subjected to the first annealing was subjected to the first annealing at a temperature of 720 ° C. or higher and 850 ° C. or lower for 15 seconds. Hold the above, and then cool to a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 5 ° C./s or higher.
  • the hot-pressed steel sheet obtained by the method for producing a hot-pressed steel sheet according to the above [4] is heated to a heating temperature equal to or higher than the Ac 3 transformation point (Ac 3 + 100) ° C., and the above heating is performed.
  • the hot press member of the present invention is a hot press member having a steel plate and a plating layer on the surface of the steel plate, and the tensile strength of the hot press member is 1780 MPa or more, and the plating layer.
  • the ten-point average roughness Rzjis of the surface of the steel sheet is 25 ⁇ m or less, and the steel sheet is C: 0.25% or more and less than 0.50%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.1 in mass%.
  • the hot press member of the present invention has a tensile strength (TS) of 1780 MPa or more because the steel sheet has a specific composition and microstructure. Further, in the hot press member of the present invention, the steel sheet has a specific composition and microstructure, and the ten-point average roughness Rzjis of the surface of the plating layer shows a specific value, so that after projection welding. Excellent push-off strength.
  • TS tensile strength
  • the "hot press member” may be simply referred to as a "steel plate”.
  • the steel sheet in the hot pressed member of the present invention has a specific composition and microstructure.
  • the thickness of the steel plate is not particularly limited, and is, for example, 5 mm or less.
  • C (C: 0.25% or more and less than 0.50%)
  • C has a high solid solution strengthening ability and contributes to an increase in steel sheet strength, and is therefore an important element for strengthening martensite after hot pressing to increase the strength of steel.
  • the amount of C is 0.25% or more, preferably 0.27% or more, more preferably 0.30% or more, still more preferably 0.32% or more.
  • the amount of C is less than 0.50%, preferably 0.47% or less, more preferably 0.42% or less, still more preferably 0.40% or less.
  • Si (Si: 1.5% or less) Si has a high solid solution strengthening ability in ferrite and contributes to an increase in steel sheet strength.
  • the amount of Si is too large, the hardness of the steel sheet near the interface between the nut and the steel sheet after projection welding increases. Therefore, the toughness is lowered and the indentation peeling strength is lowered.
  • Si-based oxides are likely to be formed on the surface layer of the steel sheet. Therefore, the ten-point average roughness of the surface of the plating layer after the plating treatment becomes large. In this respect as well, the indentation peel strength is reduced.
  • the amount of Si is 1.5% or less, preferably 1.2% or less, more preferably 0.9% or less, still more preferably 0.7% or less.
  • the lower limit of the Si amount is not particularly specified, but an extremely low Si amount causes an increase in steelmaking cost. Therefore, the Si amount is preferably 0.005% or more, more preferably 0.03% or more, and 0.1. % Or more is more preferable, and 0.3% or more is particularly preferable.
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening the solid solution or improving the hardenability, and is an austenite stabilizing element. Therefore, it is an essential element for securing martensite after hot pressing.
  • the amount of Mn is 1.1% or more, preferably 1.2% or more, more preferably 1.3% or more, still more preferably 1.4% or more.
  • the amount of Mn is 2.4% or less, preferably 2.2% or less, more preferably 2.0% or less, still more preferably 1.8% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • the amount of P is 0.05% or less, preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less, still more preferably 0.02% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but the amount of P is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.01% or more.
  • S segregates at the grain boundaries to embrittle the steel during hot working, and is present in the steel as a sulfide such as MnS. If the amount of S is too large, sulfide will be the starting point after projection welding, causing cracks to occur, and the indentation peel strength will decrease. Therefore, the amount of S is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less, still more preferably 0.002% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, but the S amount is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.001% or more.
  • Al 0.01% or more and 0.50% or less
  • Al is an element required for deoxidation in the steelmaking process.
  • the amount of Al is 0.01% or more, preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.04% or more.
  • the amount of Al is 0.50% or less, preferably 0.40% or less, more preferably 0.20% or less, still more preferably 0.10% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is present in the steel as a nitride. If the amount of N is too large, the nitride will be the starting point after projection welding, causing cracks to occur, and the indentation peel strength will decrease. Therefore, the amount of N is 0.010% or less, preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less, still more preferably 0.004% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but the amount of N is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • a decarburized layer may be formed on the steel sheet from the heating of the hot-pressed steel sheet to the start of cooling after the hot-pressing.
  • Sb suppresses the formation of this decarburized layer. Therefore, martensite having a desired volume fraction can be obtained in the surface layer portion of the steel sheet.
  • the amount of Sb is 0.001% or more, preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more, still more preferably 0.004% or more.
  • the amount of Sb is 0.020% or less, preferably 0.018 or less, more preferably 0.015% or less, still more preferably 0.012% or less.
  • Nb not only forms fine carbides and nitrides, but also suppresses coarsening of crystal grains and refines the crystal grain size of old austenite after hot pressing. This improves the indentation peel strength after projection welding.
  • the amount of Nb is 0.005% or more, preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, still more preferably 0.020% or more.
  • the amount of Nb is 0.15% or less, preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • Ti not only forms fine carbides and nitrides, but also suppresses coarsening of crystal grains and refines the crystal grain size of old austenite after hot pressing. This improves the indentation peel strength after projection welding.
  • the amount of Ti is 0.005% or more, preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, still more preferably 0.020% or more.
  • the amount of Ti is 0.15% or less, preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • the composition of the steel sheet is, in terms of mass%, B: 0.0050% or less, Mo: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005%.
  • REM 0.005% or less
  • V 0.15% or less
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Sn 0.50% or less
  • Zn 0.10% or less
  • at least one selected from the group consisting of Ta: 0.10% or less can be contained.
  • B is an element that improves hardenability and is effective in securing martensite after hot pressing. Further, since B improves the grain boundary strength by segregating at the grain boundaries, it is effective in improving the indentation peeling strength after projection welding. In order to obtain such an effect, the amount of B is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0008% or more, still more preferably 0.0012% or more. On the other hand, if the amount of B is too large, the toughness may be deteriorated and the indentation peel strength after projection welding may be lowered. Therefore, the amount of B is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0035% or less, and further preferably 0.0030% or less.
  • Mo is an element that contributes to the increase in the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, improves the hardenability, and is effective for the formation of martensite after hot pressing.
  • the amount of Mo is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.05% or more.
  • the amount of Mo is preferably 0.50% or less, more preferably 0.35% or less, and even more preferably 0.25% or less.
  • Cr is an element that contributes to the increase in the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, improves the hardenability, and is effective for the formation of martensite after hot pressing.
  • the amount of Cr is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.05% or more.
  • the amount of Cr is preferably 0.50% or less, more preferably 0.35% or less, and even more preferably 0.28% or less.
  • Ca 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, REM: 0.005% or less
  • Ca, Mg and REM are all elements used for deoxidation and control the shape of sulfides and oxides to suppress the formation of coarse inclusions. Therefore, the toughness after projection welding is improved, and the indentation peel strength is improved. Therefore, the Ca amount, Mg amount, and REM amount are each preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0004% or more, and further preferably 0.0006% or more.
  • the Ca amount, Mg amount, and REM amount are preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and further preferably 0.002% or less, respectively.
  • REM Radar Metal
  • V (V: 0.15% or less)
  • V is an element that contributes to an increase in strength by forming fine carbides. Therefore, the amount of V is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more, and further preferably 0.06% or more. On the other hand, if the amount of V is too large, the toughness after projection welding may decrease, and the indentation peel strength may decrease. Therefore, the amount of V is preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, and even more preferably 0.10% or less.
  • Cu is an element that contributes to higher strength by strengthening solid solution. Therefore, the amount of Cu is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more, still more preferably 0.08% or more. On the other hand, since this effect is saturated, the amount of Cu is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, still more preferably 0.30% or less.
  • Ni is an austenite stabilizing element. Therefore, the austenite transformation is promoted in the heating process of the hot press, and martensite having a desired volume fraction can be easily obtained after the hot press. Therefore, the amount of Ni is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more, and even more preferably 0.08% or more. On the other hand, if the amount of Ni is too large, the toughness after projection welding may decrease, and the indentation peel strength may decrease. Therefore, the amount of Ni is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and even more preferably 0.30% or less.
  • a decarburized layer may be formed on the steel sheet from the heating of the hot-pressed steel sheet to the start of cooling after the hot-pressing. Sn suppresses the formation of this decarburized layer. Therefore, martensite having a desired volume fraction can be easily obtained in the surface layer portion of the steel sheet.
  • the Sn amount is preferably 0.001% or more, more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.07% or more.
  • the Sn amount is preferably 0.50 or less, more preferably 0.40% or less, and further preferably 0.30% or less.
  • Zn 0.10% or less
  • Zn is an element that contributes to increasing the strength by forming martensite after hot pressing because it enhances hardenability during hot pressing. Therefore, the amount of Zn is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more. On the other hand, if the amount of Zn is too large, the toughness after projection welding may decrease, and the indentation peel strength may decrease. Therefore, the amount of Zn is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less.
  • Ta (Ta: 0.10% or less) Ta contributes to high strength by forming carbides and nitrides. Therefore, the amount of Ta is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and even more preferably 0.03% or more. On the other hand, since this effect is saturated, the amount of Ta is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less.
  • the rest other than the above-mentioned components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the average grain size of the former austenite (Average grain size of old austenite: 7 ⁇ m or less)
  • the average grain size of the former austenite within 50 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet excluding the plating layer (hereinafter, also simply referred to as “the average grain size of the former austenite”) affects the toughness of the steel sheet. If the crystal grain size is too large, the toughness deteriorates and the indentation peel strength after projection welding decreases. Therefore, the average crystal grain size of the old austenite is 7 ⁇ m, preferably 6 ⁇ m or less, and more preferably 5.5 ⁇ m or less. Although the lower limit is not particularly limited, the average crystal grain size of the old austenite is preferably 0.5 ⁇ m or more, more preferably 1 ⁇ m or more, still more preferably 1.5 ⁇ m or more.
  • volume fraction of martensite 90% or more
  • the volume fraction of martensite within 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet excluding the plating layer is 90% or more.
  • a tensile strength of 1780 MPa or more can be obtained.
  • the volume fraction of martensite is preferably 93% or more, more preferably 95% or more, and even more preferably 96% or more.
  • the upper limit is, for example, 100%.
  • the residual structure for example, ferrite, bainite, pearlite and the like can be considered. In total, these residual tissues are preferably 10% or less, more preferably 7% or less, further preferably 5% or less, and particularly preferably 4% or less.
  • the hot press member of the present invention has a plating layer on the surface of the above-mentioned steel sheet. As a result, the hot press member of the present invention is excellent in corrosion resistance and the like.
  • the thickness of the plating layer is not particularly limited, and is appropriately selected depending on the application and the like.
  • the plating layer is not particularly limited, but is a Zn-based plating layer (Zn-containing plating layer), a Zn—Ni-based plating layer (Zn and Ni-containing plating layer), and an Al-based plating layer (Al-containing).
  • the plating layer to be used is preferably used.
  • the Zn-based plating layer, the Zn—Ni-based plating layer, and the Al-based plating layer include Si, Mg, Ni, Fe, Sn, Pb, Be, B, P, in addition to the main components Zn, Ni, and Al. Even if the plating layer contains elements such as S, Ti, V, W, Mo, Sb, Cd, Nb, Cr, and Sr (one type may be used alone or two or more types may be used in combination). Good.
  • the plating layer in the hot-pressed member of the present invention is formed by the plating layer of the hot-pressed steel sheet described later undergoing heating and hot-pressing described later. For example, when the hot-pressed member of the present invention has a Zn-based plating layer, the Zn-based plating layer is formed by heating and hot-pressing the Zn-containing plating layer in the hot-pressing steel sheet. To.
  • the hot press member of the present invention may have an oxide layer on the surface of the plating layer. If the oxide layer on the surface of the plating layer becomes too thick, the electrical resistance during projection welding may increase, and the indentation peel strength after projection welding may be insufficient.
  • the plating layer is a Zn-based plating layer or a Zn—Ni-based plating layer. In this case, a ZnO layer having a high electrical resistance value is formed on the surface of the plating layer.
  • the thickness of the oxide layer on the surface of the plating layer is preferably 5 ⁇ m or less, more preferably 4 ⁇ m or less, still more preferably 3 ⁇ m or less, because the indentation peel strength after projection welding is more excellent.
  • the ten-point average roughness Rzjis of the surface of the plating layer is 25 ⁇ m or less.
  • the ten-point average roughness Rzjis of the surface of the plating layer is set to 25 ⁇ m or less in order to sufficiently bring the projection portion of the nut and the surface of the plating layer into close contact with each other to obtain excellent indentation peel strength.
  • the surface shape of the plating layer follows the surface shape of the steel sheet.
  • the ten-point average roughness Rzjis of the surface of the plating layer is preferably 20.0 ⁇ m or less, more preferably 15.0 ⁇ m or less, because the indentation peel strength is more excellent.
  • the lower limit is not particularly limited, but 1.0 ⁇ m or less is preferable.
  • the hot press member of the present invention has a tensile strength of 1780 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 1800 MPa or more, more preferably 1810 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but the tensile strength is preferably 2500 MPa or less.
  • a method for manufacturing a steel sheet for hot pressing of the present invention will be described.
  • a steel material having the above-mentioned composition is heated at a temperature of 1100 ° C. or more and 1250 ° C. or less for 30 minutes or more and 120 minutes or less, and the above-mentioned heated steel material is subjected to.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by hot-rolling at a finish rolling temperature of 860 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, the hot-rolled steel sheet is wound at a winding temperature of 500 ° C. or lower, and the wound steel sheet is hot-rolled.
  • the steel sheet is pickled for 10 seconds or more and 100 seconds or less using an acid solution having a temperature of 20 ° C. or higher and 70 ° C. or lower, and the hot-rolled steel sheet that has been pickled is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to an annealing consisting of a first annealing and a second annealing, and the cold-rolled steel sheet that has been annealed is plated to obtain a hot-pressed steel sheet. This is a method for manufacturing a steel sheet for pressing.
  • the cold-rolled steel sheet is held at a temperature of 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower for 600 seconds or less, and then cooled to a cooling stop temperature of 350 ° C. or higher and 450 ° C. or lower, and the cooling stop temperature is obtained. After that, it was cooled to room temperature for 60 seconds or more and 1800 seconds or less, and in the second annealing, the cold-rolled steel sheet subjected to the first annealing was subjected to the first annealing at a temperature of 720 ° C. or higher and 850 ° C. or lower for 15 seconds. Hold the above, and then cool to a cooling stop temperature of 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 5 ° C./s or higher.
  • the hot-pressed member of the present invention described above can be obtained by further hot-pressing (described later) the hot-pressed steel sheet obtained by the method for producing a hot-pressed steel sheet of the present invention.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by hot-rolling a slab, which is a steel material.
  • the hot-rolled steel sheet is also simply referred to as a "steel sheet”.
  • the slab is heated before hot rolling.
  • the slab is held at a temperature of 1100 ° C. or higher for 30 minutes or more without reheating, and then hot rolling is started, or after reheating to 1100 ° C. or higher, the slab is held for 30 minutes or longer. After that, hot rolling is started. This heating is important for resolidifying Ti and Nb precipitated during casting.
  • the slab heating temperature is 1100 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, and the slab heating time is 30 minutes or longer and 120 minutes or lower.
  • the slab heating temperature is preferably 1110 ° C. or higher and 1240 ° C. or lower.
  • the slab heating time is preferably 40 minutes or more and 110 minutes or less.
  • the slab after casting a slab, the slab is once cooled to room temperature and then reheated; a method of charging the cast slab into a heating furnace as a hot piece without cooling; the cast slab is kept heat.
  • a method of rolling immediately after the casting; a method of rolling the slab after casting as it is; and the like can be applied.
  • Hot rolling makes the structure in the steel sheet uniform and reduces the anisotropy of the material. As a result, the resistance welding crack resistance after annealing is improved. Therefore, hot rolling needs to be completed in the austenite single-phase region. Further, it is necessary to concentrate Sb on the surface layer of the steel sheet during hot rolling in a high temperature region. Therefore, the finish rolling temperature of hot rolling (finish rolling end temperature) is 860 ° C. or higher. If the finish rolling temperature is too low, the volume fraction of martensite will decrease.
  • the finish rolling temperature is 950 ° C. or lower, preferably 940 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is cooled and wound at the winding temperature. If the winding temperature exceeds 500 ° C. and is too high, ferrite and pearlite are excessively generated in the structure of the hot-rolled steel sheet, making it difficult to secure a predetermined volume fraction of martensite, and a tension of 1780 MPa or more. I can't get strength. Therefore, the winding temperature is 500 ° C. or lower, preferably 470 ° C. or lower. On the other hand, although the lower limit is not particularly limited, when the winding temperature becomes excessively low, hard martensite is excessively generated, and the load of cold rolling tends to increase. Therefore, the winding temperature is preferably 300 ° C. or higher, more preferably 350 ° C. or higher.
  • the wound hot-rolled steel sheet is pickled.
  • the scale of the surface layer of the hot-rolled steel sheet is removed.
  • the acid solution used for pickling include hydrochloric acid, sulfuric acid, nitric acid, oxalic acid and the like, and these may be used alone or in combination of two or more.
  • the scale produced by hot rolling includes SiO 2 and Si—Mn-based composite oxides. These need to be removed because they cause problems when performing the plating treatment described later.
  • the Si—Mn-based composite oxide is easily dissolved in an acid.
  • SiO 2 is less soluble in acid than the Si—Mn-based composite oxide, so the temperature of the acid solution and the pickling time are important.
  • ⁇ Temperature of acid solution 20 ° C or higher and 70 ° C or lower>
  • the temperature of the acid solution is 20 ° C. or higher.
  • SiO 2 which is sparingly soluble in acid, is dissolved. Therefore, in the hot press member after hot pressing, a desired ten-point average roughness can be obtained, and the indentation peel strength is excellent.
  • the temperature of the acid solution is 70 ° C. or lower, preferably 60 ° C. or lower.
  • ⁇ Pickling time 10 seconds or more and 100 seconds or less>
  • the pickling time is 10 seconds or more.
  • SiO 2 which is sparingly soluble in acid, is dissolved. Therefore, in the hot press member after hot pressing, a desired ten-point average roughness can be obtained, and the indentation peel strength is excellent.
  • the pickling time is preferably 15 seconds or more, more preferably 20 seconds or more, because the value of the ten-point average roughness becomes smaller and the indentation peeling strength is more excellent.
  • the pickling time is 100 seconds or less, preferably 95 seconds or less.
  • the hot-rolled steel sheet that has been pickled is cold-rolled.
  • a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness is obtained.
  • the cold-rolled steel sheet is also simply referred to as a "steel sheet”.
  • the method of cold rolling is not particularly limited and can be carried out according to a conventional method.
  • Annealing comprises a first annealing and a second annealing described later.
  • the first annealing promotes recrystallization after cold rolling and controls the structure of the steel sheet after hot pressing.
  • Nb and Ti which are solid-solved in the steel sheet after hot rolling, are annealed in the austenite single-phase region and rapidly cooled to finely precipitate them.
  • the martensite single phase increases the number of nucleation sites in the second annealing, so that the structure of the steel sheet becomes finer.
  • ⁇ Soaking temperature 850 ° C or higher and 950 ° C or lower
  • the soaking temperature in the first annealing is in the austenite single-phase region. If this soaking temperature is too low, recrystallization is not sufficiently performed, and the structure of the steel sheet produced by the second annealing becomes coarse. Therefore, the desired grain size of the old austenite cannot be obtained after hot pressing. Therefore, the soaking temperature is 850 ° C. or higher, preferably 860 ° C. or higher. On the other hand, if the soaking temperature is too high, the crystal grains become coarse. Therefore, the soaking temperature is 950 ° C. or lower, preferably 940 ° C. or lower.
  • Holding time at soaking temperature 600 seconds or less
  • the steel sheet is held at the above-mentioned soaking temperature.
  • the holding time at the soaking temperature is preferably 5 seconds or longer, more preferably 50 seconds or longer, and even more preferably 100 seconds or longer.
  • the holding time at the soaking temperature is 600 seconds or less, preferably 580 seconds or less.
  • Cooling stop temperature 300 ° C or higher and 450 ° C or lower
  • the steel sheet after being held for the soaking time is cooled to the cooling stop temperature and held. If the cooling stop temperature is too low, excess martensite will be produced. Therefore, the influence on the miniaturization of the structure of the steel sheet is reduced. Therefore, the cooling stop temperature is 300 ° C. or higher, preferably 320 ° C. or higher, and more preferably 340 ° C. or higher. On the other hand, if the cooling stop temperature is too high, it becomes difficult to secure the desired crystal grain size of the former austenite after hot pressing. Therefore, the cooling stop temperature is 450 ° C. or lower, preferably 440 ° C. or lower.
  • Holding time at cooling stop temperature 60 seconds or more and 1800 seconds or less
  • the holding time at the cooling stop temperature is 60 seconds or more, preferably 120 seconds or more, and more preferably 180 seconds or more.
  • the holding time at the cooling stop temperature is 1800 seconds or less, preferably 1600 seconds or less. The steel sheet held at the cooling stop temperature is cooled to room temperature.
  • the first annealed steel sheet is then subjected to a second annealing.
  • the cooled steel sheet is heated and held at a soaking temperature.
  • ⁇ Soaking temperature 720 ° C or higher and 850 ° C or lower
  • the soaking temperature in the second annealing is in the two-phase region of ferrite and austenite. If this soaking temperature is too low, the amount of ferrite increases. Therefore, the desired volume fraction of martensite cannot be obtained after hot pressing. Therefore, the soaking temperature is 720 ° C. or higher, preferably 740 ° C. or higher. On the other hand, if the soaking temperature is too high, the crystal grains become coarse. Therefore, the desired grain size of the old austenite cannot be obtained after hot pressing. Therefore, the soaking temperature is 850 ° C. or lower, preferably 840 ° C. or lower.
  • Holding time at soaking temperature 15 seconds or more
  • the steel sheet is held at the above-mentioned soaking temperature. If the holding time at the soaking temperature is too short, the amount of ferrite increases, and the desired volume fraction of martensite cannot be obtained after hot rolling. Therefore, the holding time at the soaking temperature is 15 seconds or more, preferably 25 seconds or more, and more preferably 40 seconds or more. On the other hand, although the upper limit is not particularly limited, the holding time at the soaking temperature is preferably 600 seconds or less, more preferably 500 seconds or less, and more preferably 400 seconds or less.
  • the average cooling rate is 5 ° C./s or higher, preferably 8 ° C./s or higher, and more preferably 10 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate is preferably 30 ° C./s or less, more preferably 25 ° C./s or less, from the viewpoint of equipment and cost.
  • Cooling stop temperature 600 ° C or less
  • the cooling stop temperature is 600 ° C. or lower, preferably 580 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is preferably 250 ° C. or higher, more preferably about 300 ° C. or higher, and even more preferably 350 ° C. or higher.
  • ⁇ Plating process> the steel sheet cooled to 600 ° C. or lower is subjected to a plating treatment to form a plating layer. As a result, a steel plate for hot pressing is obtained. The obtained steel sheet for hot pressing is prevented from being oxidized by the hot pressing described later by the plating layer, and is also excellent in corrosion resistance.
  • the method of plating treatment is not particularly limited, and known hot-dip plating methods, electroplating methods, vapor deposition plating methods and the like can be applied.
  • An alloying treatment may be performed after the plating treatment. As described above, the plating layer formed by the plating treatment becomes the plating layer of the hot press member of the present invention described above by undergoing the heating and hot pressing described later.
  • the type of the plating layer formed by the plating treatment is appropriately selected according to the desired type of the plating layer of the hot press member of the present invention.
  • the Zn-based plating layer, the Zn—Ni-based plating layer, and the Al-based plating are the same as the plating layer of the hot press member of the present invention described above. Layers and the like are preferred.
  • a Zn—Ni-based plating layer may be preferable from the viewpoint of further improving corrosion resistance and preventing embrittlement cracking of liquid metal due to molten Zn during hot pressing.
  • Examples of the Zn-based plating layer include a hot-dip Zn plating layer formed by a hot-dip galvanizing method and an alloyed hot-dip Zn plating layer obtained by alloying the hot-dip Zn plating layer.
  • Examples of the Zn—Ni based plating layer include an electric Zn—Ni alloy plating layer formed by an electroplating method.
  • Examples of the Al-based plating layer include a hot-dip Al plating layer formed by a hot-dip galvanizing method.
  • the volume fraction of ferrite having an average crystal grain size of 7 ⁇ m or less is preferably 20% or more. This makes it easy to obtain the desired average particle size of austenite after hot pressing.
  • the volume fraction of this ferrite is preferably 85% or less.
  • the steel sheet for hot pressing may be subjected to temper rolling.
  • a suitable elongation rate in temper rolling is 0.05 to 2.00%.
  • the hot-pressed steel sheet obtained by the above-described method for manufacturing a hot-pressed steel sheet of the present invention is subjected to a temperature of Ac 3 transformation point or more (Ac 3 + 100) ° C. or lower.
  • This is a method for manufacturing a hot-pressed member, which obtains a hot-pressed member by hot-pressing the heated steel sheet for hot-pressing.
  • ⁇ Average heating rate from the heating start temperature to the Ac 3 transformation point 50 ° C./s or more>
  • the average heating rate from the heating start temperature to the Ac 3 transformation point contributes to the thickness of the oxide layer on the surface of the plating layer.
  • the average heating rate from the heating start temperature to the Ac 3 transformation point is preferably 50 ° C./s or more because it suppresses the thickening of the oxide layer on the surface of the plating layer and makes it easy to obtain the desired indentation peel strength. , 55 ° C./s or higher is more preferable, and 60 ° C./s or higher is even more preferable.
  • the upper limit is not particularly limited, and is, for example, 150 ° C./s or less, preferably 120 ° C./s or less.
  • the heating start temperature is not particularly limited, and is, for example, 0 ° C. or higher and 60 ° C. or lower.
  • a heating method a known method can be applied. For example, a steel plate for hot pressing is heated using an electric furnace, a gas furnace, an electric heating furnace, a far-infrared heating furnace, or the like.
  • ⁇ Heating temperature Ac 3 transformation point or more (Ac 3 +100) ° C or less>
  • the Ac 3 transformation point (unit: ° C.) is calculated by the following formula.
  • Ac 3 transformation point 881-206C + 53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu + 41Mo
  • the element symbol in the above formula represents the content (unit: mass%) of each element in the component composition, and is calculated as 0 when the element is not contained.
  • the heating temperature is less than the Ac 3 transformation point, a large amount of ferrite remains in the structure of the steel sheet. For this reason, it becomes difficult to obtain a desired volume fraction of martensite in the structure of the steel sheet after hot pressing.
  • the heating temperature exceeds (Ac 3 + 100) ° C.
  • oxidation and alloying of the plating layer proceed excessively. Therefore, the ten-point average roughness of the surface of the plating layer becomes large.
  • the plating layer may evaporate and the steel plate (base iron) may be exposed. Therefore, the heating temperature is (Ac 3 + 100) ° C. or lower.
  • the heating time (holding time at the heating temperature) is preferably 1 second or more in order to make the temperature inside the hot-pressed steel sheet (cold-rolled steel sheet) uniform. On the other hand, since this effect is saturated, the heating time is preferably 600 seconds or less.
  • Hot press> Next, the hot-pressed steel sheet heated to the above-mentioned heating temperature is hot-pressed. As a result, the hot press member of the present invention described above can be obtained.
  • the method of hot pressing is not particularly limited, and conventionally known methods can be appropriately adopted.
  • the obtained slab was heated under the conditions shown in Tables 2 and 3 below (slab heating temperature and slab heating time).
  • the heated slab was hot-rolled at the finish rolling temperature shown in the same table to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was wound at the winding temperature shown in the same table.
  • the wound hot-rolled steel sheet was pickled under the conditions shown in the same table (acid solution temperature and pickling time).
  • the pickled hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet (plate thickness: 1.4 mm).
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to the first annealing and the second annealing under the conditions shown in the same table.
  • the cold-rolled steel sheet cooled to the cooling stop temperature of the second annealing was subjected to a plating treatment to form plating layers of the plating types shown in Tables 2 and 3 below.
  • a hot-dip Zn plating treatment was performed to form a hot-dip Zn plating layer (referred to as "Zn” in Tables 2 and 3 below). Notation).
  • an electric Zn—Ni alloy plating layer was formed on the electric Zn plating line (denoted as “Zn—Ni” in Tables 2 and 3 below). ).
  • a hot-dip Al plating treatment was performed to form a hot-dip Al plating layer (denoted as "Al” in Tables 2 and 3 below). ..
  • the steel sheet (cold-rolled steel sheet) on which the plating layer was formed on the surface obtained in this way was used as a steel sheet for hot pressing.
  • the obtained steel sheet for hot pressing was heated to a heating temperature in the atmosphere at the average heating rate shown in Tables 2 and 3 below using an atmospheric heating furnace, hot pressed, and then cooled.
  • the hot-pressed steel plate for hot-pressing thus obtained was used as a hot-pressed member.
  • the mold used in the hot press had a punch width of 70 mm, a punch shoulder R of 4 mm, and a die shoulder R of 4 mm.
  • the molding depth was 30 mm.
  • ⁇ Micro tissue> The microstructure of the steel sheet (cold-rolled steel sheet) in the obtained hot-pressed member was observed, and the volume ratio of martensite and the average crystal grain size of the former austenite were determined. The results are shown in Tables 4 and 5 below. Specifically, first, the hot press member was polished so that the cross section within 50 ⁇ m in the plate thickness direction (cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet) from the surface of the steel sheet excluding the plating layer was the observation surface. After polishing, the observation surface of the steel plate was corroded with 3% by volume nital, and then observed with an SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 5000 to obtain an SEM image.
  • SEM scanning electron microscope
  • ⁇ Thickness of oxide layer on the surface of the plating layer> The obtained hot pressed member was observed at a magnification of 1000 times using SEM in the same manner as described above, and an SEM image of the plating layer was obtained. From the obtained SEM image, the thickness of the oxide layer formed on the surface layer of the plating layer was measured at 5 points, and the average value was taken as the thickness (unit: ⁇ m) of the oxide layer on the surface of the plating layer. The results are shown in Tables 4 and 5 below.
  • the ten-point average roughness Rzjis of the surface of the plating layer was measured according to JIS B 0601: 2013. The measurement length was 4.0 mm, the cutoff value was 0.8 mm, and the ten-point average roughness Rzjis was determined. The results are shown in Tables 4 and 5 below.
  • a 50 mm ⁇ 150 mm test piece was collected from the obtained hot press member.
  • a hole with a diameter of 10 mm was made in the center of the collected test piece.
  • An M6 welding nut having four projection portions was set in an AC welder so that the center of the hole of the test piece and the center of the nut hole coincided with each other.
  • a test piece (hereinafter, also referred to as a "welded body") having a projection welded portion was produced by performing resistance welding of single-phase alternating current (50 Hz) with a servomotor pressure type attached to a welding gun.
  • a pair of electrode tips flat 30 mm ⁇ electrodes
  • the welding conditions were a pressing force of 3000 N, an energization cycle of 7 cycles (50 Hz), a welding current of 12 kA, and a hold time of 10 cycles (50 Hz).
  • Bolts were fixed in the nut holes of the obtained welded body.
  • the load when the nut was peeled from the test piece was measured by a push-off peeling test according to JIS B 1196: 2001.
  • the load at that time is 8.0 kN or more
  • the indentation peel strength of the projection weld is very good (A)
  • the load is less than 8.0 kN and 6.5 kN or more
  • the indentation peel strength is good (B), 6.5 kN. If it is less than, the indentation peel strength is insufficient (C).
  • Tables 4 and 5 The results are shown in Tables 4 and 5 below.
  • the underlined part indicates outside the range of the present invention or outside the preferable range.
  • the "average cooling rate” represents the average cooling rate from the “equal heat temperature” to the "cooling stop temperature”.
  • No. No. 10 (using steel type I having less C) had a tensile strength of less than 1780 MPa.
  • No. No. 11 (using steel type J having a large amount of C) had insufficient indentation peel strength.
  • No. 12 (using steel type K having a large amount of Si), the value of the ten-point average roughness was large, and the indentation peel strength was insufficient.
  • No. 13 (using steel type L having a small amount of Mn), the volume fraction of martensite was small and the tensile strength was less than 1780 MPa.
  • No. No. 14 (using steel type M having a large amount of Mn) had insufficient indentation peel strength.
  • No. In No. In No. 10 using steel type I having less C
  • No. 11 (using steel type J having a large amount of C) had insufficient indentation peel strength.
  • No. 12 (using steel type K having a large amount of Si), the value of the ten-point average roughness was large, and the
  • No. 34 (the soaking temperature of the second annealing was low), the volume fraction of martensite was small and the tensile strength was less than 1780 MPa.
  • No. 35 (the soaking temperature of the second annealing was high), the average crystal grain size of the old austenite was large, and the indentation peel strength was insufficient.
  • No. 36 (the holding time of the second annealing at the soaking temperature was short) had a small volume fraction of martensite and a tensile strength of less than 1780 MPa.
  • No. No. 37 (the average cooling rate of the second annealing was slow) had a small volume fraction of martensite and a tensile strength of less than 1780 MPa.
  • No. 38 (the cooling stop temperature of the second annealing was high) had a small volume fraction of martensite and a tensile strength of less than 1780 MPa.

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Abstract

押込剥離強度に優れる熱間プレス部材を提供する。熱間プレス部材の引張強さが、１７８０ＭＰａ以上である。めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓが、２５μｍ以下である。鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２５％以上０．５０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．１％以上２．４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１５％以下、および、Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。めっき層を除いた鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内において、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下であり、かつ、マルテンサイトの体積率が９０％以上である。

Description

熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板の製造方法、および、熱間プレス部材の製造方法
　本発明は、熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板の製造方法、および、熱間プレス部材の製造方法に関する。
　近年、環境問題の高まりから、ＣＯ２排出規制が厳格化している。自動車分野では、燃費向上に向けた車体の軽量化が課題である。そのため、自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が１７８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が検討されている。
　しかし、引張強さが１７８０ＭＰａ以上の鋼板は、冷間プレスによる成形時に割れが発生したり、降伏強度が高いことに起因して大きなスプリングバックが発生したりして、高い寸法精度で成形できない場合がある。
　そこで、最近は、熱間プレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される）による成形が着目されている。熱間プレスは、鋼板をオーステナイト単相の温度域まで加熱した後に、高温のままで成形（加工）する技術である。これにより、高い寸法精度で成形できる。また、成形後の冷却により焼き入れを行なうことで、高強度化できる。
　ところで、自動車組立では、抵抗スポット溶接が行なわれることが多い。
　もっとも、抵抗スポット溶接機のガンが入り込めない一部の場所では、ボルト締結が行なわれ、その場合、プロジェクション溶接を行なう（特許文献１～２を参照）。具体的には、まず、プロジェクション部を有するナットを鋼板に抵抗溶接する。これにより、ナットのプロジェクション部と鋼板との溶接継手（プロジェクション溶接部）を形成する。その後、ボルトを用いて他の鋼板を組み付ける。
特開２０１２－１２６９４３号公報 特開２０１２－１５７９００号公報
　１７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保する成分組成では、鋼板の変形抵抗が高くなる。さらに、熱間プレスでは、めっき層の合金化反応により、表面粗さが大きくなる。このため、熱間プレス後の鋼板（熱間プレス部材）において、プロジェクション溶接部の押込剥離強度（以下、「プロジェクション溶接後の押込剥離強度」、または、単に「押込剥離強度」ともいう）が不十分になることが懸念される。
　本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、押込剥離強度に優れる熱間プレス部材を提供することを目的とする。
　また、本発明は、熱間プレス用鋼板を製造する方法、および、上記方法により製造した熱間プレス用鋼板を用いて熱間プレス部材を製造する方法を提供することも目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［５］を提供する。
　［１］鋼板と、上記鋼板の表面にめっき層と、を有する熱間プレス部材であって、上記熱間プレス部材の引張強さが、１７８０ＭＰａ以上であり、上記めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓが、２５μｍ以下であり、上記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２５％以上０．５０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．１％以上２．４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１５％以下、および、Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上記めっき層を除いた上記鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内において、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下であり、かつ、マルテンサイトの体積率が９０％以上であるミクロ組織と、を有する、熱間プレス部材。
　［２］上記鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、および、Ｔａ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］に記載の熱間プレス部材。
　［３］上記めっき層が、Ｚｎ系めっき層、Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層、または、Ａｌ系めっき層である、上記［１］または［２］に記載の熱間プレス部材。
　［４］上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１２５０℃以下の温度で、３０分以上１２０分以下加熱し、上記加熱した上記鋼素材に、８６０℃以上９５０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得て、上記熱延鋼板を、５００℃以下の巻取温度で巻き取り、上記巻き取りした上記熱延鋼板を、２０℃以上７０℃以下の温度の酸液を用いて、１０秒以上１００秒以下酸洗し、上記酸洗した上記熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板に、第１の焼鈍および第２の焼鈍からなる焼鈍を施し、上記焼鈍を施した上記冷延鋼板にめっき処理を施すことにより、熱間プレス用鋼板を得る、熱間プレス用鋼板の製造方法。
　ただし、上記第１の焼鈍では、上記冷延鋼板を、８５０℃以上９５０℃以下の温度で６００秒以下保持し、次いで、３５０℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、上記冷却停止温度で６０秒以上１８００秒以下保持し、その後、室温まで冷却し、上記第２の焼鈍では、上記第１の焼鈍が施された上記冷延鋼板を、７２０℃以上８５０℃以下の温度で１５秒以上保持し、次いで、６００℃以下の冷却停止温度まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
　［５］上記［４］に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法によって得られた熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３＋１００）℃以下の加熱温度に加熱し、上記加熱した上記熱間プレス用鋼板に、熱間プレスを施すことにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス部材の製造方法。
　［６］上記熱間プレス用鋼板を上記加熱温度に加熱する際に、加熱開始温度からＡｃ３変態点までの平均加熱速度が５０℃／ｓ以上である、上記［５］に記載の熱間プレス部材の製造方法。
　本発明によれば、押込剥離強度に優れる熱間プレス部材を提供できる。
［熱間プレス部材］
　本発明の熱間プレス部材は、鋼板と、上記鋼板の表面にめっき層と、を有する熱間プレス部材であって、上記熱間プレス部材の引張強さが、１７８０ＭＰａ以上であり、上記めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓが、２５μｍ以下であり、上記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２５％以上０．５０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．１％以上２．４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１５％以下、および、Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上記めっき層を除いた上記鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内において、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下であり、かつ、マルテンサイトの体積率が９０％以上であるミクロ組織と、を有する、熱間プレス部材である。
　本発明の熱間プレス部材は、鋼板が特定の成分組成およびミクロ組織を有することにより、１７８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する。
　また、本発明の熱間プレス部材は、鋼板が特定の成分組成およびミクロ組織を有し、かつ、めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓが特定の値を示すことにより、プロジェクション溶接後の押込剥離強度に優れる。
　なお、以下では、「熱間プレス部材」を単に「鋼板」と呼ぶ場合がある。
 〈鋼板〉
　本発明の熱間プレス部材における鋼板は、特定の成分組成およびミクロ組織を有する。
　鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、５ｍｍ以下である。
 《成分組成》
　まず、鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下、特に断らない限り、「質量％」は、単に「％」で記す。
　（Ｃ：０．２５％以上０．５０％未満）
　Ｃは、高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与するため、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．２５％以上であり、０．２７％以上が好ましく、０．３０％以上がより好ましく、０．３２％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｃ量が多すぎると、プロジェクション溶接後のナットと鋼板との界面近傍の鋼板の硬度が増す。このため、靱性が低下して、押込剥離強度が低下する。したがって、Ｃ量は、０．５０％未満であり、０．４７％以下が好ましく、０．４２％以下がより好ましく、０．４０％以下がさらに好ましい。
　（Ｓｉ：１．５％以下）
　Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与する。しかし、Ｓｉ量が多すぎると、プロジェクション溶接後のナットと鋼板との界面近傍の鋼板の硬度が増す。このため、靱性が低下して、押込剥離強度が低下する。また、鋼板の加熱時に鋼板表層にＳｉ系の酸化物が形成しやすくなる。このため、めっき処理後のめっき層の表面の十点平均粗さが大きくなる。この点でも、押込剥離強度が低下する。したがって、Ｓｉ量は、１．５％以下であり、１．２％以下が好ましく、０．９％以下がより好ましく、０．７％以下がさらに好ましい。
　一方、Ｓｉ量の下限は特に規定されないが、極端な低Ｓｉ化は製鋼コストの増加を招くため、Ｓｉ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましく、０．１％以上がさらに好ましく、０．３％以上が特に好ましい。
　（Ｍｎ：１．１％以上２．４％以下）
　Ｍｎは、固溶強化または焼入れ性向上により鋼板の強度増加に寄与する元素であるとともに、オーステナイト安定化元素である。このため、熱間プレス後のマルテンサイトの確保に必要不可欠な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、１．１％以上であり、１．２％以上が好ましく、１．３％以上がより好ましく、１．４％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｍｎ量が多すぎると、プロジェクション溶接後のナットと鋼板との界面近傍の鋼板の硬度が増す。このため、靱性が低下して、押込剥離強度が低下する。したがって、Ｍｎ量は、２．４％以下であり、２．２％以下が好ましく、２．０％以下がより好ましく、１．８％以下がさらに好ましい。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐ量が多すぎると、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させる。このため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。したがって、Ｐ量は、０．０５％以下であり、０．０４％以下が好ましく、０．０３％以下がより好ましく、０．０２％以下がさらに好ましい。
　一方、下限は特に限定されないが、Ｐ量は０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましく、０．０１％以上がさらに好ましい。
　（Ｓ：０．００５％以下）
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、ＭｎＳなどの硫化物として鋼中に存在する。Ｓ量が多すぎると、プロジェクション溶接後に硫化物が起点となって割れの発生を招き、押込剥離強度が低下する。このため、Ｓ量は、０．００５％以下であり、０．００４％以下が好ましく、０．００３％以下がより好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。
　一方、下限は特に限定されないが、Ｓ量は０．０００１％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましく、０．００１％以上がさらに好ましい。
　（Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下）
　Ａｌは、製鋼過程の脱酸に必要な元素である。この効果を得るためには、Ａｌ量は、０．０１％以上であり、０．０２％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましく、０．０４％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ａｌ量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましく、０．１０％以下がさらに好ましい。
　（Ｎ：０．０１０％以下）
　Ｎは、窒化物として鋼中に存在する。Ｎ量が多すぎると、プロジェクション溶接後に窒化物が起点となって割れの発生を招き、押込剥離強度が低下する。このため、Ｎ量は、０．０１０％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましく、０．００４％以下がさらに好ましい。
　一方、下限は特に限定されないが、Ｎ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。
　（Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下）
　熱間プレス部材を得る工程においては、熱間プレス用鋼板の加熱から、熱間プレス後の冷却開始までに、鋼板に脱炭層が生じ得る。Ｓｂは、この脱炭層の生成を抑制する。このため、鋼板表層部において、所望の体積率を有するマルテンサイトが得られる。このような効果を得るためには、Ｓｂ量は、０．００１％以上であり、０．００２％以上が好ましく、０．００３％以上がより好ましく、０．００４％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｓｂ量は、０．０２０％以下であり、０．０１８以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましく、０．０１２％以下がさらに好ましい。
　（Ｎｂ：０．００５％以上０．１５％以下）
　Ｎｂは、微細な炭化物や窒化物を形成するのみならず、結晶粒の粗大化を抑制し、熱間プレス後の旧オーステナイトの結晶粒径を微細化する。これにより、プロジェクション溶接後の押込剥離強度を向上させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．００５％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｎｂ量は、０．１５％以下であり、０．１２％以下が好ましく、０．１０％以下がより好ましく、０．０８％以下がさらに好ましい。
　（Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下）
　Ｔｉは、微細な炭化物や窒化物を形成するのみならず、結晶粒の粗大化を抑制し、熱間プレス後の旧オーステナイトの結晶粒径を微細化する。これにより、プロジェクション溶接後の押込剥離強度を向上させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は、０．００５％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｔｉ量は、０．１５％以下であり、０．１２％以下が好ましく、０．１０％以下がより好ましく、０．０８％以下がさらに好ましい。
　鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、および、Ｔａ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有できる。
　（Ｂ：０．００５０％以下）
　Ｂは、焼入れ性を向上させ、熱間プレス後のマルテンサイトの確保に有効な元素である。また、Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度の向上に有効である。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００８％以上がより好ましく、０．００１２％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｂ量が多すぎると、靱性が劣化し、プロジェクション溶接後の押込剥離強度を低下させる場合がある。このため、Ｂ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３５％以下がより好ましく、０．００３０％以下がさらに好ましい。
　（Ｍｏ：０．５０％以下）
　Ｍｏは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を向上させ、熱間プレス後のマルテンサイトの生成に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましく、０．０５％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｍｏ量は、０．５０％以下が好ましく、０．３５％以下がより好ましく、０．２５％以下がさらに好ましい。
　（Ｃｒ：０．５０％以下）
　Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を向上させ、熱間プレス後のマルテンサイトの生成に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましく、０．０５％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｃｒ量が多すぎると、上記効果は飽和し、さらに表面酸化物が形成されてめっき性が劣化する場合がある。このため、Ｃｒ量は、０．５０％以下が好ましく、０．３５％以下がより好ましく、０．２８％以下がさらに好ましい。
　（Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下）
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制する。このため、プロジェクション溶接後における靱性が向上し、押込剥離強度が向上する。したがって、Ｃａ量、Ｍｇ量およびＲＥＭ量は、それぞれ、０．０００２％以上が好ましく、０．０００４％以上がより好ましく、０．０００６％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｃａ量、Ｍｇ量およびＲＥＭ量が多すぎると、介在物の増加を引き起こし、プロジェクション溶接後に介在物が起点となって割れが生じやすくなり、押込剥離強度が低下する場合がある。このため、Ｃａ量、Ｍｇ量およびＲＥＭ量は、それぞれ、０．００５％以下が好ましく、０．００４％以下がより好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。
　なお、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）の２元素、ならびに、Ｌａ（ランタン）からＬｕ（ルテチウム）までの１５元素（ランタノイド）の合計１７元素の総称である。
　（Ｖ：０．１５％以下）
　Ｖは、微細な炭化物を形成することにより、強度上昇に寄与する元素である。このため、Ｖ量は、０．０２％以上が好ましく、０．０４％以上がより好ましく、０．０６％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｖ量が多すぎると、プロジェクション溶接後における靱性が低下し、押込剥離強度が低下する場合がある。このため、Ｖ量は、０．１５％以下が好ましく、０．１２％以下がより好ましく、０．１０％以下がさらに好ましい。
　（Ｃｕ：０．５０％以下）
　Ｃｕは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。このため、Ｃｕ量は、０．０２％以上が好ましく、０．０４％以上がより好ましく、０．０８％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｃｕ量は、０．５０％以下が好ましく、０．４０％以下がより好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。
　（Ｎｉ：０．５０％以下）
　Ｎｉは、オーステナイト安定化元素である。このため、熱間プレスの加熱過程でオーステナイト変態が促進され、熱間プレス後に所望の体積率を有するマルテンサイトが得られやすい。したがって、Ｎｉ量は、０．０２％以上が好ましく、０．０４％以上がより好ましく、０．０８％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｎｉ量が多すぎると、プロジェクション溶接後における靱性が低下し、押込剥離強度が低下する場合がある。このため、Ｎｉ量は、０．５０％以下が好ましく、０．４０％以下がより好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。
　（Ｓｎ：０．５０％以下）
　熱間プレス部材を得る工程においては、熱間プレス用鋼板の加熱から、熱間プレス後の冷却開始までに、鋼板に脱炭層が生じ得る。Ｓｎは、この脱炭層の生成を抑制する。このため、鋼板表層部において、所望の体積率を有するマルテンサイトが得られやすい。このような効果を得るためには、Ｓｎ量は、０．００１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましく、０．０７％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｓｎ量は、０．５０以下が好ましく、０．４０％以下がより好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。
　（Ｚｎ：０．１０％以下）
　Ｚｎは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるので、熱間プレス後のマルテンサイトの形成による高強度化に寄与する元素である。このため、Ｚｎ量は、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましく、０．０３％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｚｎ量が多すぎると、プロジェクション溶接後における靱性が低下し、押込剥離強度が低下する場合がある。このため、Ｚｎ量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０６％以下がさらに好ましい。
　（Ｔａ：０．１０％以下）
　Ｔａは、炭化物や窒化物を生成することにより高強度化に寄与する。このため、Ｔａ量は、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましく、０．０３％以上がさらに好ましい。
　一方、この効果は飽和することから、Ｔａ量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０６％以下がさらに好ましい。
　（残部）
　鋼板の成分組成について、上述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。
 《ミクロ組織》
　次に、めっき層を除いた鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内のミクロ組織について説明する。
　（旧オーステナイトの平均結晶粒径：７μｍ以下）
　めっき層を除いた鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内における旧オーステナイトの平均結晶粒径（以下、単に「旧オーステナイトの平均結晶粒径」ともいう）は、鋼板の靱性に影響を及ぼす。この結晶粒径が大きすぎると、靱性が劣化してプロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。
　このため、旧オーステナイトの平均結晶粒径は、７μｍであり、６μｍ以下が好ましく、５．５μｍ以下がより好ましい。
　下限は特に限定されないが、旧オーステナイトの平均結晶粒径は、０．５μｍ以上が好ましく、１μｍ以上がより好ましく、１．５μｍ以上がさらに好ましい。
　（マルテンサイトの体積率：９０％以上）
　めっき層を除いた鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内におけるマルテンサイトの体積率（以下、単に「マルテンサイトの体積率」ともいう）は、９０％以上である。これにより、１７８０ＭＰａ以上の引張強さが得られる。マルテンサイトの体積率は、９３％以上が好ましく、９５％以上がより好ましく、９６％以上がさらに好ましい。上限は、例えば、１００％である。
　なお、残部組織としては、例えば、フェライト、ベイナイトおよびパーライト等が考えられる。これらの残部組織は、合計で、１０％以下が好ましく、７％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましく、４％以下が特に好ましい。
 〈めっき層〉
　本発明の熱間プレス部材は、上述した鋼板の表面に、めっき層を有する。これにより、本発明の熱間プレス部材は、耐食性等に優れる。めっき層の厚さは、特に限定されず、用途等に応じて適宜選択される。
　めっき層としては、特に限定されないが、Ｚｎ系めっき層（Ｚｎを含有するめっき層）、Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層（ＺｎおよびＮｉを含有するめっき層）、および、Ａｌ系めっき層（Ａｌを含有するめっき層）が好適に挙げられる。
　Ｚｎ系めっき層、Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層およびＡｌ系めっき層は、主成分であるＺｎ、ＮｉおよびＡｌ以外に、さらに、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒなどの元素（１種単独で用いてもよく、２種以上併用してもよい）を含有するめっき層であってもよい。
　なお、本発明の熱間プレス部材におけるめっき層は、後述する熱間プレス用鋼板が有するめっき層が後述する加熱および熱間プレスを経ることにより形成される。
　例えば、本発明の熱間プレス部材がＺｎ系めっき層を有する場合、このＺｎ系めっき層は、熱間プレス用鋼板におけるＺｎを含有するめっき層が、加熱および熱間プレスされることにより形成される。
 《めっき層の表面の酸化物層の厚さ：５μｍ以下》
　熱間プレス用鋼板が加熱される際に、めっき層の表面に酸化物層が形成される場合がある。すなわち、本発明の熱間プレス部材は、そのめっき層の表面に、酸化物層を有する場合がある。
　めっき層の表面の酸化物層が厚くなりすぎると、プロジェクション溶接時の電気抵抗が上昇し、さらに、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が不十分になる場合がある。
　例えば、めっき層が、Ｚｎ系めっき層またはＺｎ－Ｎｉ系めっき層である場合を考える。この場合、電気抵抗値が高いＺｎＯ層が、めっき層の表面に形成される。このＺｎＯ層が厚すぎると、プロジェクション部を有するナットを溶接する際に、通電経路の形成が阻害されて、溶接しにくい可能性がある。
　したがって、プロジェクション溶接後の押込剥離強度がより優れるという理由から、めっき層の表面の酸化物層の厚さは、５μｍ以下が好ましく、４μｍ以下がより好ましく、３μｍ以下がさらに好ましい。
 〈十点平均粗さＲｚｊｉｓ：２５μｍ以下〉
　本発明の熱間プレス部材は、めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓが２５μｍ以下である。
　引張強さが１７８０ＭＰａ以上である鋼板（熱間プレス部材）に、プロジェクション部を有するナットを溶接する場合、ナットのプロジェクション部および鋼板の極表層のみが溶融し、溶融した極表層は鋼板から弾かれ、鋼板の新生面で溶接されると考えられる。このため、めっき層の表面形状を制御する。ナットのプロジェクション部とめっき層の表面とを十分に密着させて、優れた押込剥離強度を得るために、めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓを、２５μｍ以下とする。
　なお、本発明の熱間プレス部材において、めっき層の表面形状は、鋼板の表面形状を追従した形状である。
　押込剥離強度がより優れるという理由から、めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓは、２０．０μｍ以下が好ましく、１５．０μｍ以下がより好ましい。
　下限は特に限定されないが、１．０μｍ以下が好ましい。
 〈引張強さ：１７８０ＭＰａ以上〉
　本発明の熱間プレス部材は、１７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する。
　引張強さは、１８００ＭＰａ以上が好ましく、１８１０ＭＰａ以上がより好ましい。上限は特に限定されないが、引張強さは、２５００ＭＰａ以下が好ましい。
［熱間プレス用鋼板の製造方法］
　次に、本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法を説明する。
　本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１２５０℃以下の温度で、３０分以上１２０分以下加熱し、上記加熱した上記鋼素材に、８６０℃以上９５０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得て、上記熱延鋼板を、５００℃以下の巻取温度で巻き取り、上記巻き取りした上記熱延鋼板を、２０℃以上７０℃以下の温度の酸液を用いて、１０秒以上１００秒以下酸洗し、上記酸洗した上記熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板に、第１の焼鈍および第２の焼鈍からなる焼鈍を施し、上記焼鈍を施した上記冷延鋼板にめっき処理を施すことにより、熱間プレス用鋼板を得る、熱間プレス用鋼板の製造方法である。
　ただし、上記第１の焼鈍では、上記冷延鋼板を、８５０℃以上９５０℃以下の温度で６００秒以下保持し、次いで、３５０℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、上記冷却停止温度で６０秒以上１８００秒以下保持し、その後、室温まで冷却し、上記第２の焼鈍では、上記第１の焼鈍が施された上記冷延鋼板を、７２０℃以上８５０℃以下の温度で１５秒以上保持し、次いで、６００℃以下の冷却停止温度まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
　本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法によって得られる熱間プレス用鋼板を、さらに熱間プレス（後述）することにより、上述した本発明の熱間プレス部材が得られる。
　以下、本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法の各工程を詳細に説明する。
 〈スラブ加熱温度：１１００℃以上１２５０℃以下、および、スラブ加熱時間：３０分以上１２０分以下〉
　鋼素材であるスラブを、熱間圧延することにより、熱延鋼板を得る。以下、熱延鋼板を単に「鋼板」ともいう。
　スラブを、熱間圧延する前に加熱する。このとき、スラブを、鋳造後、再加熱することなく１１００℃以上の温度で３０分以上保持してから熱間圧延を開始する、または、１１００℃以上に再加熱した後、３０分以上保持してから熱間圧延を開始する。
　この加熱は、鋳造中に析出したＴｉおよびＮｂを再固溶させるのに重要である。
　スラブ加熱温度が１１００℃未満またはスラブ加熱時間が３０分未満である場合、ＴｉおよびＮｂが十分に再固溶されない。この場合、焼鈍後の鋼板に粗大なＴｉおよびＮｂの炭窒化物が生成し、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。
　一方、スラブ加熱温度が１２５０℃超またはスラブ加熱時間が１２０分超である場合、鋼板表層にＳｉを含む鉄酸化物が過剰に生成し、熱間圧延後のデスケーリングや酸洗で十分に除去されない。このため、熱間プレス後における熱間プレス部材の十点平均粗さが大きくなる。
　したがって、スラブ加熱温度は１１００℃以上１２５０℃以下であり、スラブ加熱時間は３０分以上１２０分以下である。
　スラブ加熱温度は、１１１０℃以上１２４０℃以下が好ましい。
　スラブ加熱時間は、４０分以上１１０分以下が好ましい。
　本発明においては、スラブを鋳造した後、一旦室温まで冷却し、その後再加熱する方法；鋳造したスラブを冷却することなく温片のままで加熱炉に装入する方法；鋳造したスラブを保熱した後に直ちに圧延する方法；鋳造後のスラブをそのまま圧延する方法；等を適用できる。
 〈仕上げ圧延温度：８６０℃以上９５０℃以下〉
　熱間圧延は、鋼板内の組織を均一化したり、材質の異方性を低減したりする。これにより、焼鈍後の耐抵抗溶接割れ特性を向上させる。このため、熱間圧延は、オーステナイト単相域にて終了する必要がある。また、高温域で熱間圧延を施す間に、Ｓｂを鋼板表層に濃化させる必要がある。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延温度（仕上げ圧延終了温度）は、８６０℃以上である。仕上げ圧延温度が低すぎる場合、マルテンサイトの体積率が低下する。
　一方、仕上げ圧延温度が高すぎると、熱延鋼板の組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化する。また、Ｓｉ系の鉄酸化物が過剰に生成し、熱間圧延後のデスケーリングや酸洗で十分に除去されない。このため、仕上げ圧延温度は、９５０℃以下であり、９４０℃以下が好ましい。
 〈巻取温度：５００℃以下〉
　熱間圧延により得られた熱延鋼板を、冷却し、巻取温度で巻き取りする。
　巻取温度が５００℃を超えて高すぎると、熱延鋼板の鋼板の組織に、フェライトおよびパーライトが過剰に生成し、所定のマルテンサイトの体積率を確保することが困難となり、１７８０ＭＰａ以上の引張強さが得られない。したがって、巻取温度は、５００℃以下であり、４７０℃以下が好ましい。
　一方、下限は特に限定されないが、巻取温度が過度に低温になると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延の負荷が増大しやすい。このため、巻取温度は、３００℃以上が好ましく、３５０℃以上がより好ましい。
　次に、巻き取りした熱延鋼板を、酸洗する。これにより、熱延鋼板の表層のスケールを除去する。酸洗に使用する酸液としては、例えば、塩酸、硫酸、硝酸、シュウ酸などが挙げられ、これらを１種単独で用いてもよく、２種以上を併用してもよい。
　熱間圧延で生成するスケールは、ＳｉＯ２やＳｉ－Ｍｎ系複合酸化物などを含む。これらは、後述するめっき処理を施す場合に支障をきたすため、除去する必要がある。Ｓｉ－Ｍｎ系複合酸化物は、酸に対して容易に溶解する。一方、ＳｉＯ２は、Ｓｉ－Ｍｎ系複合酸化物よりも酸に対して難溶性であるため、酸液の温度および酸洗時間が重要となる。
 〈酸液の温度：２０℃以上７０℃以下〉
　酸液の温度は、２０℃以上である。これにより、酸に対して難溶性であるＳｉＯ２が溶解する。このため、熱間プレス後の熱間プレス部材において、所望の十点平均粗さが得られ、押込剥離強度に優れる。
　一方、酸液の温度が高すぎると、酸化物のみならず鋼板（地鉄）まで除去される。このため、酸液の温度は、７０℃以下であり、６０℃以下が好ましい。
 〈酸洗時間：１０秒以上１００秒以下〉
　酸洗時間は、１０秒以上である。これにより、酸に対して難溶性であるＳｉＯ２が溶解する。このため、熱間プレス後の熱間プレス部材において、所望の十点平均粗さが得られ、押込剥離強度に優れる。十点平均粗さの値がより小さくなり、押込剥離強度がより優れるという理由から、酸洗時間は、１５秒以上が好ましく、２０秒以上がより好ましい。
　一方、酸洗時間が長すぎると、酸化物のみならず鋼板（地鉄）まで除去される。このため、酸洗時間は、１００秒以下であり、９５秒以下が好ましい。
 〈冷間圧延〉
　次に、酸洗を経た熱延鋼板に、冷間圧延を施す。これにより、所定の板厚の冷延鋼板を得る。以下、冷延鋼板を単に「鋼板」ともいう。冷間圧延の方法は、特に限定されず、常法に従って実施できる。
　次に、得られた冷延鋼板に焼鈍を施す。焼鈍は、後述する第１の焼鈍および第２の焼鈍からなる。
 〈第１の焼鈍〉
　第１の焼鈍は、冷間圧延後の再結晶を促進させるとともに、熱間プレス後の鋼板の組織を制御する。熱間圧延後に鋼板に固溶しているＮｂおよびＴｉを、オーステナイト単相域で焼鈍して急冷することにより、微細に析出させる。また、マルテンサイト単相とすることにより、第２の焼鈍において核生成サイトが増加するため、鋼板の組織が微細化する。
 《均熱温度：８５０℃以上９５０℃℃以下》
　第１の焼鈍における均熱温度は、オーステナイト単相域である。この均熱温度が低すぎると、再結晶が十分に行なわれず、第２の焼鈍で生成する鋼板の組織が粗大化する。このため、熱間プレス後に、所望する旧オーステナイトの結晶粒径が得られない。したがって、均熱温度は、８５０℃以上であり、８６０℃以上が好ましい。
　一方、均熱温度が高すぎる場合、結晶粒が粗大化する。このため、均熱温度は、９５０℃以下であり、９４０℃以下が好ましい。
 《均熱温度での保持時間：６００秒以下》
　上述した均熱温度にて鋼板を保持する。これにより、再結晶を十分に行ない、熱間プレス後に、所望する旧オーステナイトの結晶粒径を得る。このため、均熱温度での保持時間は、５秒以上が好ましく、５０秒以上がより好ましく、１００秒以上がさらに好ましい。
　一方、保持時間が長すぎると旧オーステナイトの結晶粒径が粗大化するため、均熱温度での保持時間は、６００秒以下であり、５８０秒以下が好ましい。
 《冷却停止温度：３００℃以上４５０℃以下》
　次に、均熱時間で保持した後の鋼板を、冷却停止温度まで冷却し、保持する。
　冷却停止温度が低すぎると、マルテンサイトが過剰に生成する。このため、鋼板の組織の微細化への影響が小さくなる。したがって、冷却停止温度は、３００℃以上であり、３２０℃以上が好ましく、３４０℃以上がより好ましい。
　一方、冷却停止温度が高すぎると、熱間プレス後に、所望する旧オーステナイトの結晶粒径を確保することが困難となる。したがって、冷却停止温度は、４５０℃以下であり、４４０℃以下が好ましい。
 《冷却停止温度での保持時間：６０秒以上１８００秒以下》
　冷却停止温度での保持時間が短すぎると、マルテンサイトが過剰に生成する。このため、鋼板の組織の微細化への影響が小さくなる。したがって、冷却停止温度での保持時間は、６０秒以上であり、１２０秒以上が好ましく、１８０秒以上がより好ましい。
　一方、冷却停止温度で長時間保持すると、組織の変態はほぼ完了する。このため、冷却停止温度での保持時間は、１８００秒以下であり、１６００秒以下が好ましい。
　冷却停止温度で保持した鋼板は、室温まで冷却される。
 〈第２の焼鈍〉
　第１の焼鈍を施した鋼板に対して、次いで、第２の焼鈍を施す。まず、冷却された鋼板を昇温させて、均熱温度で保持する。
 《均熱温度：７２０℃以上８５０℃以下》
　第２の焼鈍における均熱温度は、フェライトおよびオーステナイトの２相域である。この均熱温度が低すぎると、フェライトが多くなる。このため、熱間プレス後に、所望するマルテンサイトの体積率が得られない。したがって、均熱温度は、７２０℃以上であり、７４０℃以上が好ましい。
　一方、均熱温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。このため、熱間プレス後に、所望する旧オーステナイトの結晶粒径が得られない。したがって、均熱温度は、８５０℃以下であり、８４０℃以下が好ましい。
 《均熱温度での保持時間：１５秒以上》
　鋼板を上述した均熱温度にて保持する。均熱温度での保持時間が短すぎると、フェライトが多くなり、熱間圧延後に、所望するマルテンサイトの体積率が得られない。したがって、均熱温度での保持時間は、１５秒以上であり、２５秒以上が好ましく、４０秒以上がより好ましい。
　一方、上限は特に限定されないが、均熱温度での保持時間は、６００秒以下が好ましく、５００秒以下がより好ましく、４００秒以下がより好ましい。
 《平均冷却速度：５℃／ｓ以上》
　次に、均熱温度で保持した後の鋼板を、冷却停止温度まで冷却する。
　このとき、平均冷却速度が遅すぎると、冷却中にフェライト変態が進行して、マルテンサイトの体積率が減少し、また、ＮｂおよびＴｉの炭窒化物が粗大化する。さらに、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。したがって、平均冷却速度は、５℃／ｓ以上であり、８℃／ｓ以上が好ましく、１０℃／ｓ以上がより好ましい。
　一方、上限は特に限定されないが、設備上の観点およびコストの面から、平均冷却速度は、３０℃／ｓ以下が好ましく、２５℃／ｓ以下がより好ましい。
 《冷却停止温度：６００℃以下》
　冷却停止温度が高すぎると、熱間プレス後に、所望する鋼板の組織が得られない。したがって、冷却停止温度は、６００℃以下であり、５８０℃以下が好ましい。
　一方、下限は特に限定されないが、冷却停止温度は、２５０℃以上が好ましく、３００℃位上がより好ましく、３５０℃以上がさらに好ましい。
 〈めっき処理〉
　次いで、６００℃以下まで冷却した鋼板に対して、めっき処理を施して、めっき層を形成する。これにより、熱間プレス用鋼板を得る。得られた熱間プレス用鋼板は、めっき層により、後述する熱間プレスによる酸化が防止され、また、耐食性にも優れる。
　めっき処理の方法は、特に限定されず、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法など適用できる。めっき処理後に合金化処理を施してもよい。
　上述したように、めっき処理で形成されるめっき層が、後述する加熱および熱間プレスを経ることにより、上述した本発明の熱間プレス部材が有するめっき層となる。このため、めっき処理で形成するめっき層の種類は、所望する本発明の熱間プレス部材のめっき層の種類に応じて、適宜選択する。
　具体的には、例えば、めっき処理で形成されるめっき層としては、上述した本発明の熱間プレス部材が有するめっき層と同様に、Ｚｎ系めっき層、Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層、Ａｌ系めっき層などが好適に挙げられる。耐食性をより向上させたり、熱間プレスの際の溶融Ｚｎに起因する液体金属脆化割れを防止したりする観点からは、Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層が好ましい場合がある。
　Ｚｎ系めっき層としては、例えば、溶融めっき法により形成される溶融Ｚｎめっき層、これを合金化した合金化溶融Ｚｎめっき層などが挙げられる。
　Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層としては、例えば、電気めっき法により形成される電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層などが挙げられる。
　Ａｌ系めっき層としては、例えば、溶融めっき法により形成される溶融Ａｌめっき層などが挙げられる。
 〈熱間プレス用鋼板〉
　熱間プレス用鋼板における鋼板（冷延鋼板）のミクロ組織について説明する。
　めっき層を除いた鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内のミクロ組織について、平均結晶粒径が７μｍ以下であるフェライトの体積率は、２０％以上が好ましい。これにより、熱間プレス後に、所望する旧オーステナイトの平均粒径が得られやすい。
　一方、このフェライトの体積率が高すぎると、フェライト以外の硬質相にＣやＭｎが濃縮し、熱間プレス後に、所望する旧オーステナイトの結晶粒径が得られにくい。このため、このフェライトの体積率は、８５％以下が好ましい。
　熱間プレス用鋼板に対しては、調質圧延を施してもよい。調質圧延における好適な伸び率は、０．０５～２．００％である。
［熱間プレス部材の製造方法］
　本発明の熱間プレス部材の製造方法は、上述した本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法によって得られた熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３＋１００）℃以下の温度に加熱し、上記加熱した上記熱間プレス用鋼板に、熱間プレスを施すことにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス部材の製造方法である。
 〈加熱開始温度からＡｃ３変態点までの平均加熱速度：５０℃／ｓ以上〉
　まず、熱間プレス用鋼板を、後述する加熱温度に加熱する。
　加熱開始温度からＡｃ３変態点までの平均加熱速度は、めっき層の表面の酸化物層の厚さに寄与する。めっき層の表面の酸化物層が厚くなることを抑制し、所望の押込剥離強度を得やすいという理由から、加熱開始温度からＡｃ３変態点までの平均加熱速度は、５０℃／ｓ以上が好ましく、５５℃／ｓ以上がより好ましく、６０℃／ｓ以上がさらに好ましい。一方、上限は特に限定されず、例えば、１５０℃／ｓ以下であり、１２０℃／ｓ以下が好ましい。
　加熱開始温度は、特に限定されず、例えば、０℃以上６０℃以下である。
　加熱の方法は、公知の方法が適用でき、例えば、熱間プレス用鋼板を、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉などを用いて加熱する。
 〈加熱温度：Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３＋１００）℃以下〉
　Ａｃ３変態点（単位：℃）は、下記式によって求める。
Ａｃ３変態点＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－２０Ｎｉ－１Ｃｒ－２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ
　ただし、上記式中の元素記号は、成分組成における各元素の含有量（単位：質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
　加熱温度がＡｃ３変態点未満である場合、鋼板の組織にフェライトが多量に残存する。このため、熱間プレス後の鋼板の組織において、所望するマルテンサイトの体積率を得ることが困難になる。
　一方、加熱温度が（Ａｃ３＋１００）℃を超えると、めっき層の酸化や合金化が過度に進行する。このため、めっき層の表面の十点平均粗さが大きくなる。また、めっき層が蒸発して、鋼板（地鉄）が露出する場合がある。したがって、加熱温度は、（Ａｃ３＋１００）℃以下である。
　なお、熱間プレス用鋼板の鋼板（冷延鋼板）内の温度を均一にするため、加熱時間（加熱温度での保持時間）は、１秒以上が好ましい。一方、この効果は飽和することから、加熱時間は、６００秒以下が好ましい。
 〈熱間プレス〉
　次に、上述した加熱温度に加熱した熱間プレス用鋼板に、熱間プレスを施す。これにより、上述した本発明の熱間プレス部材が得られる。熱間プレスの方法は、特に限定されず、従来公知の方法は、適宜採用できる。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されない。本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に変更を加えて実施できる。
 〈熱間プレス用鋼板の製造〉
　下記表１に示す成分組成を有する（残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる）鋼を溶解し、連続鋳造してスラブ（鋼素材）を得た。
　得られたスラブを下記表２および表３に示す条件（スラブ加熱温度およびスラブ加熱時間）で加熱した。加熱したスラブに、同表に示す仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を、同表に示す巻取温度で巻き取りした。巻き取りした熱延鋼板を同表に示す条件（酸液の温度および酸洗時間）で酸洗した。酸洗した熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を得た。得られた冷延鋼板を、同表に示す条件で第１の焼鈍および第２の焼鈍を施した。
　第２の焼鈍の冷却停止温度まで冷却した冷延鋼板に、めっき処理を施し、下記表２および表３に示すめっき種のめっき層を形成した。
　具体的には、一部の例では、連続溶融めっきラインにおいて、焼鈍を施した後、溶融Ｚｎめっき処理を施して、溶融Ｚｎめっき層を形成した（下記表２および表３では「Ｚｎ」と表記）。
　別の一部の例では、連続焼鈍ラインにて焼鈍を施した後に、電気Ｚｎめっきラインにおいて、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を形成した（下記表２および表３では「Ｚｎ－Ｎｉ」と表記）。
　さらに別の一部の例では、連続溶融めっきラインにおいて、焼鈍を施した後、溶融Ａｌめっき処理を施して、溶融Ａｌめっき層を形成した（下記表２および表３では「Ａｌ」と表記）。
　このようにして得られた、めっき層が表面に形成された鋼板（冷延鋼板）を、熱間プレス用鋼板とした。
 〈熱間プレス部材の製造〉
　得られた熱間プレス用鋼板を、雰囲気加熱炉を用いて、大気中で、下記表２および表３に示す平均加熱速度で加熱温度に加熱し、熱間プレスを施し、その後、冷却した。このようにして得られた、熱間プレスを施した熱間プレス用鋼板を、熱間プレス部材とした。
　熱間プレスで使用した金型は、パンチ幅が７０ｍｍ、パンチ肩Ｒが４ｍｍ、ダイ肩Ｒが４ｍｍであった。成形深さは３０ｍｍであった。
　熱間プレス後、冷却した。具体的には、パンチおよびダイの挟み込みによる冷却と、挟み込みから解放したダイ上での空冷とを組み合わせ、プレス温度から１５０℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を１～６０秒の範囲で変えることにより、冷却速度を調整した。
 〈ミクロ組織〉
　得られた熱間プレス部材における鋼板（冷延鋼板）のミクロ組織を観察し、マルテンサイトの体積率、および旧オーステナイトの平均結晶粒径を求めた。結果を下記表４および表５に示す。
　具体的には、まず、めっき層を除いた鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ以内の断面（鋼板の圧延方向に平行な断面）が観察面となるように、熱間プレス部材を研磨した。研磨後、鋼板の観察面を、３体積％ナイタールを用いて腐食させてから、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて５０００倍の倍率で観察し、ＳＥＭ画像を得た。ＳＥＭ画像の解析には、解析ソフトとして、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いた。得られたＳＥＭ画像におけるコントラストが白い相の面積率を測定し、その面積率を、マルテンサイトの体積率（単位：％）とした。
　得られたＳＥＭ画像から、旧オーステナイトの結晶粒を識別し、その面積を求めた。求めた面積から、円相当直径の値を算出した。算出した値を平均して、旧オーステナイトの平均結晶粒径（単位：μｍ）とした。
 〈めっき層の表面の酸化物層の厚さ〉
　得られた熱間プレス部材について、上述した方法と同様にして、ＳＥＭを用いて１０００倍の倍率で観察し、めっき層のＳＥＭ画像を得た。得られたＳＥＭ画像から、めっき層の表層に形成された酸化物層の厚さを５点測定し、その平均値をめっき層の表面の酸化物層の厚さ（単位：μｍ）とした。結果を下記表４および表５に示す。
 〈引張強さ〉
　得られた熱間プレス部材のハット底部の位置から、ＪＩＳ ５号引張試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）を測定した。結果を下記表４および表５に示す。
 〈十点平均粗さＲｚｊｉｓ〉
　得られた熱間プレス部材について、めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓを、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して測定した。測定長さを４．０ｍｍ、カットオフ値を０．８ｍｍとし、十点平均粗さＲｚｊｉｓを求めた。結果を下記表４および表５に示す。
 〈押込剥離強度〉
　得られた熱間プレス部材から、５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片の中央に直径１０ｍｍの穴を開けた。４点のプロジェクション部を有するＭ６溶接用ナットを、試験片の穴の中心とナット穴の中心とが一致するように、交流溶接機にセットした。溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で、単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接を行ない、プロジェクション溶接部を有する試験片（以下、「溶接体」ともいう）を作製した。一対の電極チップ（平型３０ｍｍφの電極）を使用した。溶接条件は、加圧力は３０００Ｎ、通電サイクルは７サイクル（５０Ｈｚ）、溶接電流は１２ｋＡ、ホールド時間は１０サイクル（５０Ｈｚ）とした。
　得られた溶接体のナット穴にボルトを固定した。その後、ＪＩＳ Ｂ １１９６：２００１に準拠した押込剥離試験によって、ナットが試験片から剥離するときの荷重を測定した。そのときの荷重が８．０ｋＮ以上の場合はプロジェクション溶接部の押込剥離強度が非常に良好（Ａ）、８．０ｋＮ未満６．５ｋＮ以上の場合は押込剥離強度が良好（Ｂ）、６．５ｋＮ未満の場合は押込剥離強度が不十分（Ｃ）とした。結果を下記表４および表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記表１～表５中、下線部は、本発明の範囲外または好適範囲外を示す。
　上記表２および表３中の「第２の焼鈍」の欄において、「平均冷却速度」は、「均熱温度」から「冷却停止温度」までの平均冷却速度を表す。
 〈評価結果まとめ〉
　Ｎｏ．１～Ｎｏ．９、Ｎｏ．４１およびＮｏ．４２の熱間プレス部材は、引張強さが１７８０ＭＰａ以上であって、かつ、押込剥離強度に優れていた。
　酸洗時間以外は同じ条件であるＮｏ．１とＮｏ．２とを対比すると、酸洗時間が長いＮｏ．１は、酸洗時間が短いＮｏ．２よりも、十点平均粗さの値が小さく、押込剥離強度がより良好であった。
　加熱開始温度からＡｃ３変態点までの平均加熱速度以外は同じ条件であるＮｏ．４１とＮｏ．４２とを対比すると、平均加熱速度が速いＮｏ．４１は、平均加熱速度が遅いＮｏ．４２よりも、めっき層の表面の酸化物層が薄く、押込剥離強度がより良好であった。
　これに対して、Ｎｏ．１０（Ｃが少ない鋼種Ｉを使用）は、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．１１（Ｃが多い鋼種Ｊを使用）は、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．１２（Ｓｉが多い鋼種Ｋを使用）は、十点平均粗さの値が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．１３（Ｍｎが少ない鋼種Ｌを使用）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．１４（Ｍｎが多い鋼種Ｍを使用）は、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．１５（Ｐが多い鋼種Ｎを使用）は、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．１６（Ｓが多い鋼種Ｏを使用）は、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．１７（Ｎが多い鋼種Ｐを使用）は、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．１８（Ｓｂが少ない鋼種Ｑを使用）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．１９（Ｎｂが少ない鋼種Ｒを使用）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２０（Ｔｉが少ない鋼種Ｓを使用）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２１（スラブ加熱温度が高い）は、十点平均粗さの値が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２２（スラブ加熱時間が長い）は、十点平均粗さの値が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２３（仕上げ圧延温度が低い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．２４（仕上げ圧延温度が高い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２５（巻取温度が高い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．２６（酸液の温度が低い）は、十点平均粗さの値が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２７（酸洗時間が短い）は、十点平均粗さの値が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２８（第１の焼鈍の均熱温度が低い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．２９（第１の焼鈍の均熱温度が高い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．３０（第１の焼鈍の均熱温度での保持時間が長い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．３１（第１の焼鈍の冷却停止温度が低い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．３２（第１の焼鈍の冷却停止温度が高い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．３３（第１の焼鈍の冷却停止温度での保持時間が短い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．３４（第２の焼鈍の均熱温度が低い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．３５（第２の焼鈍の均熱温度が高い）は、旧オーステナイトの平均結晶粒径が大きく、押込剥離強度が不十分であった。
　Ｎｏ．３６（第２の焼鈍の均熱温度での保持時間が短い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．３７（第２の焼鈍の平均冷却速度が遅い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．３８（第２の焼鈍の冷却停止温度が高い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．３９（熱間プレスでの加熱温度が低い）は、マルテンサイトの体積率が小さく、引張強さが１７８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．４０（熱間プレスでの加熱温度が高い）は、十点平均粗さの値が大きく、押込剥離強度が不十分であった。

Claims (6)

  1. 　鋼板と、前記鋼板の表面にめっき層と、を有する熱間プレス部材であって、
    　前記熱間プレス部材の引張強さが、１７８０ＭＰａ以上であり、
    　前記めっき層の表面の十点平均粗さＲｚｊｉｓが、２５μｍ以下であり、
    　前記鋼板は、
    　質量％で、Ｃ：０．２５％以上０．５０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．１％以上２．４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１５％以下、および、Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　前記めっき層を除いた前記鋼板の表面から板厚方向５０μｍ以内において、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下であり、かつ、マルテンサイトの体積率が９０％以上であるミクロ組織と、
    を有する、熱間プレス部材。
  2. 　前記鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、および、Ｔａ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の熱間プレス部材。
  3. 　前記めっき層が、Ｚｎ系めっき層、Ｚｎ－Ｎｉ系めっき層、または、Ａｌ系めっき層である、請求項１または２に記載の熱間プレス部材。
  4. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１２５０℃以下の温度で、３０分以上１２０分以下加熱し、
    　前記加熱した前記鋼素材に、８６０℃以上９５０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得て、
    　前記熱延鋼板を、５００℃以下の巻取温度で巻き取り、
    　前記巻き取りした前記熱延鋼板を、２０℃以上７０℃以下の温度の酸液を用いて、１０秒以上１００秒以下酸洗し、
    　前記酸洗した前記熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得て、
    　前記冷延鋼板に、第１の焼鈍および第２の焼鈍からなる焼鈍を施し、
    　前記焼鈍を施した前記冷延鋼板にめっき処理を施すことにより、熱間プレス用鋼板を得る、熱間プレス用鋼板の製造方法。
    　ただし、前記第１の焼鈍では、前記冷延鋼板を、８５０℃以上９５０℃以下の温度で６００秒以下保持し、次いで、３５０℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で６０秒以上１８００秒以下保持し、その後、室温まで冷却し、
    　前記第２の焼鈍では、前記第１の焼鈍が施された前記冷延鋼板を、７２０℃以上８５０℃以下の温度で１５秒以上保持し、次いで、６００℃以下の冷却停止温度まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
  5. 　請求項４に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法によって得られた熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３変態点以上（Ａｃ３＋１００）℃以下の加熱温度に加熱し、
    　前記加熱した前記熱間プレス用鋼板に、熱間プレスを施すことにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス部材の製造方法。
  6. 　前記熱間プレス用鋼板を前記加熱温度に加熱する際に、加熱開始温度からＡｃ３変態点までの平均加熱速度が５０℃／ｓ以上である、請求項５に記載の熱間プレス部材の製造方法。
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