WO2023135932A1 - 熱間プレス用鋼板、熱間プレス用鋼板の製造方法、熱間プレス部材、および熱間プレス部材の製造方法 - Google Patents

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

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林太 佐藤
和彦 山崎
洋一 牧水
稔 田中
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for hot pressing, a method for manufacturing a steel sheet for hot pressing, a hot pressed member, and a method for manufacturing a hot pressed member.
  • Hot pressing is a forming method in which a steel plate is heated to the austenite single phase temperature range (around 900° C.), press-formed at a high temperature, and at the same time rapidly cooled (quenched) by contact with a die. Press forming is performed in a heated and softened state, and then the strength is increased by quenching. Therefore, according to hot pressing, it is possible to achieve both high strength of the steel sheet and ensuring press formability. .
  • Patent Document 1 proposes an Al-plated steel sheet for hot pressing, which has an Al-plated layer containing 1 to 15% by mass of Si and 0.5 to 10% by mass of Mg.
  • Patent Document 2 a steel material, an Al—Fe intermetallic compound layer formed on the steel material, and an oxide film layer having a specific composition formed on the Al—Fe intermetallic compound layer are provided. Hot pressed parts have been proposed.
  • Patent Document 3 proposes an Al-plated steel sheet having an Al-plated layer containing 0 to 3% by mass of one or both of Mg and Ca in total.
  • Patent Document 4 an Al-based plated steel sheet having an Al-based plating layer containing 0.1 to 0.5% by weight of an alloy element such as Mg and an oxide of the alloy element formed on the Al-based plating layer is proposed.
  • hot presses are widely used in the manufacture of structural members for the framework of automobiles.
  • the strength required for hot press members was mainly 1.5 GPa class as tensile strength after hot press forming, but in order to further reduce the weight of automobile bodies, tensile strength 1.8 GPa class or more. Such high strength is desired.
  • examples of hydrogen that penetrates during the manufacturing process of hot press members include hydrogen that is introduced during the manufacturing of steel sheets for hot press, hydrogen that is introduced during the hot press process, hydrogen that is introduced during the coating process, and the like.
  • hydrogen that is introduced during the hot press process hydrogen that is introduced during the coating process, and the like.
  • Patent Document 1 In the steel plate for hot press proposed in Patent Document 1, the corrosion resistance after painting is improved by adding Si and Mg to the plating layer. However, Patent Document 1 focuses only on post-coating corrosion resistance and heat resistance, and does not consider hydrogen introduced during the hot pressing process.
  • Patent Document 4 the amount of hydrogen introduced during the hot pressing process is reduced by adding 0.1 to 0.5% by weight of an alloying element such as Mg to the Al-based plating layer.
  • an alloying element such as Mg
  • An object of the present invention is to solve the above problems. Specifically, it is possible to reduce the amount of diffusible hydrogen introduced in the hot pressing process without controlling the atmospheric dew point, Another object of the present invention is to provide a steel sheet for hot pressing, which enables obtaining a hot pressing member having excellent corrosion resistance after painting.
  • the present inventors have conducted intensive research in order to achieve the above tasks, and have obtained the following findings.
  • a plating layer containing at least one of Si, Mg, and Ca and Sr is used, and the plating layer is It is necessary to reduce the concentration of Mg dissolved in the Al phase in the layer to less than 1% by mass. Also, the average thickness of the plating layer must be 30 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the plating layer must be 10 ⁇ m or more in order to reduce the penetration of hydrogen due to corrosion in the environment in which the hot pressed member is used.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a steel sheet for hot pressing comprising a base steel sheet and plating layers provided on both sides of the base steel sheet,
  • the plating layer is Si: 7 to 11% by mass, Mg: 0.6 to 1.9% by mass, One or both of Ca and Sr: in total, 1.0 to 10% of Mg in atomic concentration, and Fe: 0 to 30% by mass, Having a component composition in which the balance is Al and unavoidable impurities,
  • the concentration of Mg dissolved in the Al phase is less than 1% by mass
  • a steel sheet for hot pressing wherein the plated layer has an average thickness of 10 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less on any surface of the base steel sheet.
  • the component composition of the plating layer further contains at least one selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B in total of 2% by mass or less. , the steel sheet for hot pressing according to 1 above.
  • the component composition of the hot-dip plating bath further contains at least one selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B in total of 2% by mass or less.
  • steel and Al—Fe-based intermetallic compound layers formed on both sides of the steel material; An oxide film layer formed on the Al—Fe-based intermetallic compound layer and containing Mg and one or both selected from Ca and Sr, A hot press member, wherein the steel material has a diffusible hydrogen concentration of 0.25 ppm by mass or less.
  • a heating step of heating the steel plate for hot press comprising a hot pressing step of hot pressing the steel plate for hot pressing that has been heated in the heating step,
  • the steel sheet for hot pressing comprises a base steel sheet and plating layers provided on both sides of the base steel sheet,
  • the plating layer is Si: 7 to 11% by mass, Mg: 0.6 to 1.9% by mass, One or both of Ca and Sr: in total, 1.0 to 10% of Mg in atomic concentration, and Fe: 0 to 30% by mass, Having a component composition in which the balance is Al and unavoidable impurities,
  • the concentration of Mg dissolved in the Al phase is less than 1% by mass
  • a steel sheet for hot press wherein the plated layer has an average thickness of 10 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less on any surface of the base steel sheet,
  • a method for manufacturing a hot pressed member wherein the temperature is raised from a heating start temperature of 50°C or less
  • the component composition of the plating layer further contains at least one selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B in total of 2% by mass or less. 7.
  • the steel plate for hot press after the temperature rise 8.
  • the concentration of diffusible hydrogen after hot pressing can be stably lowered without performing dew point control, and a hot pressed member with a low risk of hydrogen embrittlement can be obtained.
  • a steel sheet for hot press working according to one embodiment of the present invention is a steel sheet for hot press working, comprising a base steel sheet and plating layers provided on both sides of the base steel sheet.
  • the chemical composition of the coating layer of the steel sheet for hot pressing is one of the greatest factors affecting the amount of diffusible hydrogen in the member after hot pressing.
  • the plating layer Si: 7-11%, Mg: 0.6-1.9%, One or both of Ca and Sr: in total, 1.0 to 10% of Mg in atomic concentration, and Fe: 0 to 30%, It is extremely important to use a plating layer having a chemical composition in which the balance is Al and unavoidable impurities. Reasons for limiting the composition of the plating layer will be described below.
  • Si 7-11% Si is alloyed with Al and Fe in the hot pressing process to form an Al--Fe--Si intermetallic compound. Since this Al--Fe--Si intermetallic compound is hard and electrochemically inactive, it contributes to the improvement of corrosion resistance, especially corrosion resistance after painting.
  • the Si concentration in the plating layer is less than 7%, most of the Si dissolves in the Al--Fe intermetallic compound after hot pressing, and no Al--Fe--Si intermetallic compound is formed. decreases. Therefore, the Si concentration of the plating layer is set to 7% or more.
  • the Si concentration exceeds 11% single-phase Si remains after hot pressing. Single-phase Si acts as an active cathode and reduces corrosion resistance. Therefore, the Si concentration of the plating layer is set to 11% or less.
  • the diffusible hydrogen in the hot pressed member is generated by oxidizing the metal of the plating layer with water vapor contained in the atmosphere in the hot pressing process.
  • Al and Si in a metallic state are present in the surface layer of a general aluminum-based plated steel sheet for hot press, and hydrogen atoms are generated when these react with water vapor.
  • the valence of Al is 3, three hydrogen atoms are generated when Al reacts with water vapor.
  • the valence of Si is 4, 4 hydrogen atoms are generated when Si reacts with water vapor.
  • the valence of Mg is 2, the amount of hydrogen generated per atom is smaller than that of Al and Si.
  • water vapor preferentially reacts with Mg when Mg is present. Therefore, it is expected that the amount of hydrogen generated can be reduced by including Mg in the plating layer.
  • Mg does not necessarily reduce the amount of diffusible hydrogen in the hot pressed member, but rather increases it significantly. That is, in order to reduce the amount of diffusible hydrogen in the hot pressed member, it is necessary to set the Mg concentration in the plating layer to 0.6 to 1.9%. When the Mg concentration of the plating layer is 0.6 to 1.9%, Mg is preferentially oxidized, so oxidation of Al, which is the matrix of the plating layer, is prevented. Since the film is formed, the generation of hydrogen due to the reaction between the metal contained in the plating layer and water vapor can be minimized.
  • the Mg concentration is set to 0.6% or higher, preferably 0.8% or higher, and more preferably 0.9% or higher.
  • the Mg concentration should be 1.9% or less, preferably 1.6% or less, more preferably 1.2% or less.
  • the plating layer contains one or both of Ca and Sr in an atomic concentration of 1.0 to 10% of Mg in total.
  • the amount of diffusible hydrogen in the hot pressed member can be extremely effectively reduced.
  • Ca and Sr are more easily oxidized than Mg, and exist exclusively as oxides in hot pressed parts.
  • the mechanism by which the amount of diffusible hydrogen decreases due to the addition of Ca and Sr is not necessarily clear. However, even if one or both of Ca and Sr are added, the amount of diffusible hydrogen does not decrease when Mg is not added. Therefore, Ca and Sr reduce the amount of diffusible hydrogen by acting on Mg. It is thought that it will be reduced. Specifically, it is presumed that Ca and Sr contribute to the enhancement of the antioxidant effect of Mg and the change in the state of existence of Mg in the plating layer described later, that is, the decrease in the solid solution amount of Mg in Al. be done. Therefore, in the present invention, it is essential to add Mg and Ca or Sr depending on the amount.
  • Ca and Sr can be used interchangeably, and the total atomic concentration should be 1.0 to 10% of Mg. Only Ca may be added, only Sr may be added, or both Ca and Sr may be added.
  • the total addition amount of Ca and Sr is made 1.0% or more, preferably 2.0% or more, more preferably 3.0% or more of Mg in terms of atomic concentration.
  • the total amount of Ca and Sr added exceeds 10% of Mg in terms of atomic concentration, oxidation of Ca and Sr themselves becomes significant, and the amount of hydrogen increases. Therefore, the total amount of Ca and Sr added is set to 10% or less, preferably 7% or less, more preferably 4% or less of Mg in terms of atomic concentration.
  • Fe 0-30% Fe can be contained in the coating layer when the coating layer is formed by the hot dip coating method by reacting the coating bath and the base steel sheet to form an alloy. Further, when hot-dip plating is performed, Fe is eluted from the base steel sheet into the plating bath. Therefore, Fe contained in the plating bath may be incorporated into the plating layer.
  • the Fe concentration in the plating layer is determined mainly by the thickness of the alloy phase formed by the reaction between the plating bath and the base steel sheet. It changes depending on how long the plate stays in the bath.
  • the Fe concentration in the plating layer exceeds 30%, the intermetallic compound containing Fe is excessively precipitated in the plating layer, and the alloying and surface oxidation during the hot pressing process become non-uniform in the plane.
  • the Fe concentration in the plating layer should be 30% or less, preferably 18% or less, more preferably 12% or less.
  • the Fe concentration in the coating layer is low. Therefore, the lower limit of Fe concentration in the plating layer is set to 0%.
  • the plating layer in one embodiment of the present invention has a component composition containing the above components, with the balance being Al and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities include components derived from the base steel sheet and components derived from unavoidable impurities in the plating bath.
  • the total content of the unavoidable impurities is not particularly limited, but from the viewpoint of preventing the deterioration of the corrosion resistance of the plating layer due to the precipitation of an intermetallic compound having a potential difference with the plating layer, the unavoidable impurities contained in the plating layer
  • the total amount of organic impurities is preferably 1% or less. Since the amount of the above-mentioned unavoidable impurities is preferably as small as possible, the lower limit is not particularly limited, and may be 0% in total.
  • the component composition of the plating layer further includes at least one selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B. can be contained in a total of 2% or less. These elements are not essential components and can optionally be included in the plating layer. Therefore, the lower limit of the total content of these elements is not particularly limited, and may be 0%.
  • the component composition of the plating layer of steel sheets for hot press can be analyzed by inductively coupled plasma-optical emission spectrometry (ICP-AES). Specifically, first, a measurement sample of 30 mm ⁇ 30 mm is cut out from a steel plate for hot pressing. Next, the measurement sample is immersed in 5% hydrochloric acid to dissolve the plated layer to obtain a solution. To the 5% hydrochloric acid, 3.5 g/L of hexamethylenetetramine and 0.5 g/L of Hibilon manufactured by Sugimura Chemical Industry Co., Ltd. are added as inhibitors. By analyzing the obtained solution by ICP-AES, each element contained in the plating layer is quantified.
  • ICP-AES inductively coupled plasma-optical emission spectrometry
  • the plating layer in the steel sheet for hot press use of the present invention contains 0.6 to 1.9% Mg.
  • Mg in an Al-Si-Mg-based plating layer containing 0.6 to 1.9% Mg can take two states of existence. One is the case where Mg exists as an intermetallic compound Mg 2 Si with Si, and the other is the case where Mg exists as a solid solution in the Al phase. On the equilibrium diagram, it is more stable to form Mg 2 Si. obtain.
  • the concentration of Mg dissolved in the Al phase should be less than 1%, preferably less than 0.6%, more preferably less than 0.3%.
  • the concentration of Mg dissolved in the Al phase is not particularly limited and may be 0%, but even if it is reduced to less than 0.1%, the effect of reducing the amount of diffusible hydrogen is Since it is small, the concentration of Mg dissolved in the Al phase may be 0.1% or more.
  • the concentration of Mg dissolved in the Al phase can be measured by analyzing the cross section of the steel sheet for hot pressing with an EPMA (electron probe microanalyzer). A sample used for the measurement may be cut out from a steel plate for hot pressing by shearing.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the average thickness of the plating layer is set to 10 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less on any surface of the base steel sheet. If the average thickness is less than 10 ⁇ m, sufficient corrosion resistance cannot be obtained, and the amount of hydrogen entering due to corrosion increases, resulting in a decrease in delayed fracture resistance. Therefore, the average thickness is set to 10 ⁇ m or more, preferably 12 ⁇ m or more, and more preferably 15 ⁇ m or more. On the other hand, if the average thickness exceeds 30 ⁇ m, the amount of oxidation of the plating layer increases, so even if the composition of the plating layer satisfies the above conditions, the amount of diffusible hydrogen cannot be sufficiently reduced. Therefore, the average thickness should be 30 ⁇ m or less, preferably 27 ⁇ m or less, and more preferably 23 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the plating layer includes the thickness of the Fe—Al reaction layer and oxide layer existing on the steel plate base material.
  • the average thickness of the plating layer can be measured by observing the cross section of the steel sheet for hot pressing with a scanning electron microscope (SEM). A sample used for the measurement may be cut out from a steel plate for hot pressing by shearing.
  • SEM scanning electron microscope
  • the average thickness of the plating layer on one side of the base steel sheet and the average thickness of the plating layer on the other side may be the same or different.
  • the average thickness of the plating layer on one side of the base steel sheet should be 10 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less, and the average thickness of the plating layer on the other side should also be 10 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less.
  • the steel sheet for hot pressing of the present invention may be a steel sheet comprising a base material steel sheet and the plating layer.
  • the lower layer coating refers to a coating disposed between the base steel sheet and the plating layer
  • the upper coating refers to a coating disposed on the surface of the plating layer.
  • a base plated layer is a base plating layer mainly composed of Fe or Ni.
  • the upper layer coating include a post-plating layer mainly composed of Ni, and a chemical conversion coating containing a phosphate, a zirconium compound, a titanium compound, or the like.
  • the base material steel plate any steel plate can be used without being particularly limited.
  • the base material steel plate may be either a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate.
  • the base steel plate should contain C: 0.05 to 0.50%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.5-3.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.10% or less and N: 0.01% or less, It is preferable to use a steel sheet having a chemical composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities. The reason why the above component composition is preferable will be described below.
  • C 0.05-0.50% C is an element having the effect of improving the strength by forming a structure such as martensite. From the viewpoint of obtaining high strength exceeding 980 MPa class, the C content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.50%, the toughness of the spot welded portion is lowered. Therefore, the amount of C is preferably 0.50% or less, more preferably 0.45% or less, even more preferably 0.43% or less, and most preferably 0.40% or less. preferable.
  • Si 0.1-1.0% Si is an effective element for strengthening steel and obtaining a good quality.
  • the Si content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the Si content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.4% or less, and even more preferably 0.3% or less.
  • Mn 0.5-3.0%
  • Mn is an effective element for securing the strength after cooling over a wide cooling rate range.
  • the Mn content is preferably 0.5% or more, more preferably 0.7% or more, and even more preferably 1.0% or more.
  • the Mn content is preferably 3.0% or less, more preferably 2.5% or less, even more preferably 2.0% or less, and most preferably 1.5% or less. preferable.
  • the amount of P is 0.1% or less.
  • the lower limit of the amount of P is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of refining cost, it is preferable to set the amount of P to 0.01% or more.
  • the S content is preferably 0.01% or less. From the viewpoint of ensuring good stretch flangeability, it is more preferably 0.005% or less, and even more preferably 0.001% or less.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of refining cost, it is preferably 0.0002% or more.
  • the Al content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.07% or less, and even more preferably 0.04% or less.
  • the lower limit of the amount of Al is not particularly limited, but from the viewpoint of ensuring the effect as a deoxidizer, it is preferably 0.01% or more.
  • the N content is preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the amount of N is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of refining cost, the N content is preferably 0.001% or more.
  • the chemical composition of the base material steel plate is Nb: 0.10% or less, Ti: 0.10% or less, B: 0.0002 to 0.010%, Cr: 0.10%. At least one selected from the group consisting of 1 to 1.0% and Sb: 0.003 to 0.10% can be further contained.
  • Nb 0.10% or less
  • Nb is a component effective in strengthening steel, but if it is included in excess, the rolling load increases. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is 0.10% or less, preferably 0.06% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of refining cost, it is preferably 0.005% or more.
  • Ti 0.10% or less Ti, like Nb, is also effective in strengthening steel, but when it is included in excess, the shape fixability is lowered. Therefore, when Ti is contained, the amount of Ti should be 0.10% or less, preferably 0.03% or less. In addition, the lower limit of the amount of Ti is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of refining cost, it is preferably 0.003% or more.
  • B 0.0002 to 0.010%
  • B is an element that has the effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries.
  • the amount of B is made 0.0002% or more, preferably 0.0010% or more, in order to obtain the above effect.
  • excessive B content greatly impairs moldability. Therefore, when B is contained, the amount of B is 0.010% or less, preferably 0.005% or less.
  • Cr 0.1-1.0% Cr, like Mn, is an element that contributes to strengthening steel and improving hardenability.
  • the Cr content is made 0.1% or more, preferably 0.2% or more, in order to obtain the above effect.
  • adding more than 1.0% causes a significant increase in cost. Therefore, when Cr is contained, the amount of Cr is 1.0% or less, preferably 0.7% or less, and more preferably 0.4% or less.
  • Sb 0.003-0.10%
  • Sb is an element that has the effect of suppressing decarburization of the surface layer of the steel sheet in the annealing process of the base sheet for plating.
  • the Sb content is made 0.003% or more, preferably 0.005% or more, in order to obtain the above effect.
  • the amount of Sb should be 0.10% or less, preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • a base steel sheet is immersed in a hot dipping bath having a predetermined chemical composition for 1 second or more, and then cooled to the freezing point of the hot dipping bath at an average cooling rate of 20 ° C./s or less.
  • a steel sheet for hot press can be manufactured.
  • Base material steel plate any steel plate can be used without being particularly limited.
  • the base material steel sheet that can be suitably used is as described in the previous description of the steel sheet for hot press.
  • Any pretreatment may be applied to the base steel sheet prior to hot-dip plating.
  • the pretreatment for example, it is preferable to perform one or both of pickling and annealing.
  • the hot-rolled steel sheet when a hot-rolled steel sheet is used as the base material steel sheet, it is preferable to pickle the hot-rolled steel sheet and then immerse it in a hot-dip plating bath.
  • the hot rolling and pickling may be performed according to a conventional method.
  • the pickling for example, hydrochloric acid, sulfuric acid, or the like can be used.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the draft of cold rolling is not particularly limited, it can be, for example, 30 to 90%. If the rolling reduction is 30% or more, the mechanical properties do not deteriorate, while if it is 90% or less, the rolling cost does not increase.
  • the annealing for example, recrystallization annealing can be performed.
  • the steel sheet can be heated to a predetermined temperature in the former heating zone using an annealing furnace, and then subjected to the prescribed heat treatment in the latter soaking zone. It is preferable to treat under temperature conditions that have the required mechanical properties.
  • the atmosphere in the annealing furnace is preferably a reducing atmosphere for Fe in order to activate the surface layer of the steel sheet before plating.
  • the reducing atmosphere is not particularly limited, and any reducing gas atmosphere can be used.
  • Hot-dip plating bath Next, the base steel sheet is immersed in a hot-dip plating bath to form a plating layer on the surface of the base steel sheet.
  • the reason for limiting the concentration of Si, Mg, Ca and Sr in the hot dipping bath to the above range is the same as the reason for limiting the composition of the plating layer.
  • Fe dissolved from the steel sheet or equipment in the bath exists in the plating bath. If the Fe concentration in the plating bath exceeds 5%, the amount of dross in the bath becomes excessive and adheres to the plated steel sheet, resulting in deterioration of appearance quality. Therefore, the Fe concentration in the plating bath is set to 5% or less.
  • the Fe concentration in the plating bath is preferably 3% or less, more preferably 1% or less. From the viewpoint of appearance quality, the lower the Fe concentration in the plating bath, the better. Therefore, the lower limit of the Fe concentration in the plating bath is 0%.
  • the aforementioned unavoidable impurities include components derived from the base steel sheet and unavoidable impurities contained in metal materials (such as ingots) for supplying hot-dip plating bath components.
  • the total content of the inevitable impurities is not particularly limited, it is preferably 1% or less in total. The lower the total content of the inevitable impurities, the better, so the lower limit may be 0%.
  • the component composition of said hot dipping bath is further optionally selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B. At least one can be contained in a total amount of 2% or less.
  • composition of the plating layer of the steel sheet for hot press is almost the same as the composition of the plating bath as a whole, although Al and Si are slightly lower on the interface alloy layer side. Therefore, the composition of the plating layer can be adjusted with high accuracy by controlling the composition of the plating bath.
  • the temperature of the plating bath is preferably in the range of the solidification start temperature +20°C to 700°C.
  • the reason why the lower limit of the bath temperature is set to the solidification start temperature +20 ° C. is that in order to perform the hot dip plating process, the bath temperature is set to the solidification start temperature +20 ° C. by setting the bath temperature to the solidification start temperature +20 ° C. of the plating raw material. This is to prevent local solidification of the composition components due to a local bath temperature drop.
  • the upper limit of the bath temperature is set to 700 ° C.
  • the temperature of the base steel sheet that is immersed in the plating bath is not particularly limited, and may be any temperature. However, it is preferable to control the temperature of the plating bath within ⁇ 20° C. from the viewpoint of ensuring plating properties in continuous hot-dip plating operation and preventing changes in bath temperature.
  • Immersion time 1 second or less
  • the immersion time of the base steel sheet in the hot-dip plating bath is set to 1 second or more. If the immersion time is less than 1 second, a sufficient plating layer cannot be formed on the surface of the base steel sheet.
  • the upper limit of the immersion time is not particularly limited. However, if the immersion time is excessively long, the thickness of the Al—Fe alloy layer formed at the interface between the plating layer and the base steel sheet may increase. Therefore, it is preferable to set the immersion time to 5 seconds or less.
  • the line speed is preferably about 40 mpm to 200 mpm.
  • the immersion length is preferably about 5 to 7 m.
  • Average cooling rate 20° C./second or less
  • the hot-dip plated steel sheet is cooled to the freezing point of the hot-dip plating bath at an average cooling rate of 20° C./second or less.
  • Moderate cooling at an average cooling rate of 20° C./s or less makes it possible to form Mg 2 Si without causing Mg to form a solid solution in the Al phase. If the average cooling rate is 20° C./s or more, the amount of Mg dissolved in the Al phase increases, and the effect of reducing hydrogen penetration in the hot pressing process cannot be sufficiently obtained. Therefore, the average cooling rate is set to 20° C./s or less, preferably 12° C./s or less.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited. However, if the average cooling rate is less than 5° C./s, the solidification of the plating is slow, resulting in sagging patterns on the surface of the plating layer, resulting in significant deterioration in appearance and deterioration in chemical conversion treatability. Therefore, from the viewpoint of improving appearance and chemical conversion treatability, the average cooling rate is preferably 5° C./s or higher, more preferably 8° C. or higher.
  • the steel sheet after the hot-dip plating may be cooled to the freezing point of the hot-dip plating bath, and the cooling may be performed to a temperature below the freezing point.
  • the cooling stop temperature in the cooling is below the freezing point of the hot dipping bath.
  • the cooling method is not particularly limited, and any method can be used.
  • the cooling is preferably performed in a nitrogen gas atmosphere.
  • the reason why it is preferable to cool in a nitrogen gas atmosphere is that it is economical because it does not require an extremely high cooling rate and requires no large-scale cooling equipment.
  • the nitrogen gas atmosphere may contain 4% by volume or less of hydrogen gas.
  • the diffusible hydrogen concentration after hot pressing can be stably lowered without dew point control, and a hot pressed member with a small risk of hydrogen embrittlement can be manufactured.
  • Steel plate can be manufactured.
  • the steel sheet for hot press is preferably manufactured in a continuous hot-dip plating facility.
  • a continuous plating equipment having a non-oxidizing furnace or a continuous plating equipment having no non-oxidizing furnace can be used.
  • the steel sheet for hot pressing according to the present invention does not require such special equipment and can be processed by general hot-dip plating equipment, so that it is excellent in terms of productivity.
  • alloying treatment can be further performed after the cooling. By performing the alloying treatment, a plating alloyed with iron can be efficiently obtained.
  • a hot press member comprises a steel material, Al—Fe intermetallic compound layers formed on both sides of the steel material, and formed on the Al—Fe intermetallic compound layer, and Mg and , and an oxide film layer containing one or both of Ca and Sr, and the diffusible hydrogen concentration in the steel material is 0.25 ppm by mass or less.
  • any steel material can be used without being particularly limited.
  • the preferred chemical composition of the steel material is the same as the preferred chemical composition of the base steel plate.
  • Al-Fe-based intermetallic compound layer By providing a layer of Al-Fe-based intermetallic compound on the surface of the hot press member, the rust prevention function of the coating film, such as the scratched part of the coating film and the edge of the coating, is reduced. The speed of corrosion (appearance corrosion) from the point is reduced, and it becomes possible to reduce the generation and penetration of hydrogen accompanying corrosion.
  • the type of the Al—Fe intermetallic compound is not particularly limited, and may be any Al—Fe intermetallic compound.
  • the Al—Fe-based intermetallic compound is at least one selected from the group consisting of FeAl 3 , Fe 4 Al 13 , Fe 2 Al 5 , FeAl, Fe 3 Al, and Fe 2 Al 5 Si. good.
  • the presence or absence of the Al-Fe intermetallic compound layer can be evaluated by X-ray diffraction measurement. Specifically, it may be evaluated by the method described in Examples.
  • the thickness of the Al-Fe intermetallic compound layer depends on the thickness of the plating layer of the steel sheet for hot pressing and the heat treatment conditions. In order to ensure corrosion resistance, the thickness of the Al—Fe intermetallic compound layer is preferably 10 ⁇ m or more. It is more preferably 13 ⁇ m or more, still more preferably 15 ⁇ m or more. From the viewpoint of adhesion of the plating layer, the thickness of the Al—Fe intermetallic compound layer is preferably 30 ⁇ m or less. It is more preferably 28 ⁇ m or less, still more preferably 25 ⁇ m or less.
  • the Al—Fe based intermetallic compound layer may have an Al—Fe—Si based intermetallic compound phase inside. If the Al—Fe—Si based intermetallic compound phase exists in the Al—Fe based intermetallic compound layer, when the Al—Fe based intermetallic compound layer corrodes, an insulating corrosion containing SiO 2 is generated. Corrosion progress is suppressed because the material is formed.
  • the state of existence of the Al--Fe--Si intermetallic compound phase in the Al--Fe intermetallic compound layer is not particularly limited.
  • the Al—Fe—Si based intermetallic compound phase may be distributed in the form of islands in the Al—Fe based intermetallic compound layer, and may divide the Al—Fe based intermetallic compound layer. It may be distributed in layers.
  • the presence or absence of the Al-Fe-Si intermetallic compound phase can be evaluated by SEM-EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy). Specifically, it may be evaluated by the method described in Examples.
  • the amount of the Al—Fe—Si intermetallic compound phase is not particularly limited, but the ratio of the area of the Al—Fe—Si intermetallic compound phase to the area of the Al—Fe intermetallic compound layer is 5% or more. It is preferably 10% or more, more preferably 10% or more.
  • the Al-Fe-based intermetallic compound By providing an oxide film layer containing Mg and one or both selected from Ca and Sr on the Al-Fe-based intermetallic compound layer, the Al-Fe-based intermetallic compound It is possible to reduce the corrosion rate of the layer.
  • the thickness of the oxide film layer depends on the components of the plating layer of the hot press steel sheet and the heat treatment conditions. In order to ensure corrosion resistance, the thickness of the oxide film layer is preferably 100 nm or more. It is more preferably 150 nm or more, still more preferably 200 nm or more. On the other hand, from the viewpoint of adhesion of the coating film, the thickness of the oxide film layer is preferably 1000 nm or less. It is more preferably 750 nm or less, still more preferably 500 nm or less.
  • the diffusible hydrogen concentration in the steel material shall be 0.25 mass ppm or less.
  • the diffusible hydrogen concentration in the steel material is more preferably 0.20 mass ppm or less, more preferably 0.15 mass ppm or less.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen is not particularly limited, and may be 0 ppm.
  • the diffusible hydrogen concentration in the steel material of the hot press member can be obtained by thermal desorption analysis. Specifically, the intermetallic compound layer is removed by grinding or the like, and then the integrated value of the amount of hydrogen when the temperature is raised to 300° C. by thermal desorption spectroscopy is taken as the amount of diffusible hydrogen.
  • the material of the hot press member is not particularly limited, and can be designed from the base material composition and heat treatment conditions according to the function of the applied part.
  • the strength of the hot-pressed member is not particularly limited, it is desirable that the hot-pressed member has high strength because it is generally used for applications that require strength, such as automobile parts.
  • frame parts such as center pillars that suppress deformation due to collision are required to have a tensile strength exceeding 1320 MPa. Therefore, the tensile strength of the hot press member is preferably higher than 1320 MPa, more preferably higher than 1400 MPa, and even more preferably higher than 1470 MPa.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, it may generally be 2600 MPa or less. If the tensile strength is 2600 MPa or less, the toughness is further increased, so that it can be more preferably applied as an automobile member.
  • the yield strength of the hot pressed member is preferably higher than 700 MPa.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited either, but generally it may be 2000 MPa or less.
  • the total elongation of the hot press member is preferably higher than 4%.
  • the upper limit of the total elongation is not particularly limited either, but generally it may be 10% or less.
  • a method for manufacturing a hot press member includes a heating step of heating a steel plate for hot press working, and a hot press step of hot pressing the steel plate for hot press that has been heated in the heating step. and Then, in the heating step, the temperature is raised from a heating start temperature of 50°C or less to a heating temperature of between the Ac3 transformation point of the base material steel plate and 1000°C.
  • the heating start temperature may be any temperature below 50°C, but is preferably above 0°C. In general, heating should be started from room temperature.
  • Heating temperature Ac3 transformation point to 1000°C If the heating temperature is lower than the Ac3 transformation point of the base steel sheet, the strength required for the hot pressed member cannot be obtained. Therefore, the heating temperature should be equal to or higher than the Ac3 transformation point of the base steel sheet.
  • the heating temperature is preferably 860° C. or higher.
  • the heating temperature exceeds 1000° C., the oxide film formed by oxidizing the base material and the plating layer becomes excessively thick, resulting in poor adhesion of the paint on the resulting hot pressed member. . Therefore, the heating temperature is 1000° C. or lower, preferably 960° C. or lower, more preferably 920° C. or lower. Note that the Ac3 transformation point of the base steel sheet differs depending on the steel composition, and is determined by the Formaster test.
  • the time required for the temperature to rise from the heating start temperature to the heating temperature is not particularly limited, and can be any time. However, if the heating time exceeds 300 seconds, the exposure time to the high temperature becomes long, so that the oxide film formed by oxidation of the base material and the plating layer becomes excessively thick. Therefore, from the viewpoint of suppressing deterioration of paint adhesion due to oxides, the heating time is preferably 300 seconds or less, more preferably 270 seconds or less, and further preferably 240 seconds or less. preferable. On the other hand, if the heating time is less than 150 seconds, the plating layer will melt excessively during heating, and the heating device and the mold will be damaged. Therefore, from the viewpoint of preventing contamination of the heating device and the mold, the heating time is preferably 150 seconds or longer, more preferably 180 seconds or longer, and even more preferably 210 seconds or longer. .
  • the steel sheet for hot presses after the temperature rise can be further held at the heating temperature for a holding time of 300 seconds or less.
  • the holding time exceeds 300 seconds, the time of exposure to high temperature becomes excessively long, and the oxide film formed by oxidizing the base material and the plating layer becomes excessively thick, resulting in a hot pressed member obtained.
  • the adhesion of the top paint may deteriorate. Therefore, when holding, the holding time should be 300 seconds or less, preferably 210 seconds or less, and more preferably 120 seconds or less. Since the holding is not essential, the lower limit of the holding time is not particularly limited. .
  • the heating step can be performed in any atmosphere.
  • the lower the dew point of the heating atmosphere the lower the amount of diffusible hydrogen in the hot pressed member.
  • controlling the heating atmosphere leads to a significant increase in manufacturing costs.
  • the amount of diffusible hydrogen can be reduced even when the dew point during heating is high by using the steel sheet for hot pressing having the plating layer described above. Therefore, from the viewpoint of maximizing the effect of reducing the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet for hot press of the present invention and reducing the equipment cost, the heating step is performed in an atmosphere with a dew point of 0 ° C. or higher. can do.
  • the dew point may be 5°C or higher, or 10°C or higher.
  • the steel sheet for hot press can be heated by any method without particular limitation.
  • a heating method for example, furnace heating using an electric furnace or gas furnace, electric heating, induction heating, high-frequency heating, flame heating, and the like can be suitably used.
  • hot pressing is performed to form a hot pressed member.
  • the steel sheet for hot pressing is formed into a desired shape and cooled by a mold, water, or the like.
  • the hot pressing conditions are not particularly limited, but it is preferable to perform the pressing at a general hot pressing temperature range of 600 to 800°C.
  • a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm was used as the base material steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet in terms of % by mass, contains C: 0.34%, Si: 0.25%, Mn: 1.20%, P: 0.005%, S: 0.001%, and Al: 0.03%. %, N: 0.004%, Ti: 0.02%, B: 0.002%, Cr: 0.18%, Sb: 0.008%, the balance being Fe and unavoidable impurities had the composition
  • the Ac3 transformation point of the base steel sheet was 783°C, and the Ar3 transformation point was 706°C.
  • the base material steel sheet was immersed in a hot-dip plating bath for 1 second or more, and then N2 gas wiping was performed to prepare a steel sheet for hot pressing.
  • a hot-dip plating bath an Al—Si-based plating bath having the composition and bath temperature shown in Tables 1 to 3 was used. The values shown in Tables 1 to 3 were used as the average cooling rate from when the steel sheet was pulled out of the hot dipping bath to the freezing point of the hot dipping bath.
  • the component composition, average thickness, and concentration of Mg dissolved in the Al phase of the plating layer of the obtained steel sheets for hot press were measured by the following methods. The measurement results are shown in Tables 4-6.
  • Component composition of plating layer Three samples of 30 mm ⁇ 30 mm were obtained by shearing a steel sheet for hot press to be evaluated. After masking one surface of the sample, the sample was immersed in an aqueous solution of hydrochloric acid for 10 minutes to dissolve the plated layer on the other surface.
  • aqueous hydrochloric acid solution 5% hydrochloric acid to which 3.5 g/L of hexamethylenetetramine and 0.5 g/L of Hibilon manufactured by Sugimura Chemical Industry Co., Ltd. were added as inhibitors was used.
  • Metal components in the resulting solution were quantified by ICP-AES.
  • the metal components in the residue were also quantified. Specifically, the residue generated during the dissolution with hydrochloric acid was filtered off, and the residue was alkali-melted and further acid-dissolved. The obtained residue solution was analyzed by ICP-AES to quantify the metal components in the residue.
  • the amount of metal in the plating layer was obtained by adding the amount of metal in the solution measured by the above procedure and the amount of metal in the residue. Similar measurements were performed for each of the three samples, and the average value of the measured values was taken as the component composition of the plating layer.
  • the average thickness of the plating layer of the steel sheet for hot press was measured by SEM observation. Specifically, first, a sample for SEM observation was cut out from a steel plate for hot pressing by shearing. The cross section of the sample was observed by SEM, and the thickness from the base steel sheet to the surface of the plating layer was measured. The measurement was performed at 10 randomly selected points for one sample, and the arithmetic mean value of the obtained values was taken as the average thickness of the plating layer. Tables 4 to 6 show the average thicknesses of the plating layers on all surfaces because they were the same value.
  • the concentration of Mg dissolved in the Al phase was measured by EPMA analysis. Specifically, first, three samples were cut out from a steel plate for hot pressing by shearing. Next, the cross section of the sample was observed by SEM to identify the Al phase present in the plating layer.
  • the Al phase is an Al phase that is neither an eutectic structure, an interfacial alloy phase, nor an intermetallic compound phase.
  • the concentration of Mg dissolved in the identified Al phase was measured by EPMA point analysis. Each of the three samples was analyzed at 10 points, and the arithmetic average value was taken as the concentration of Mg dissolved in the Al phase.
  • the steel sheet for hot pressing was subjected to hot pressing. Specifically, a test piece of 100 mm ⁇ 200 mm was taken from the steel plate for hot press, the test piece was heated from room temperature to the heating temperature shown in Tables 7 to 9, and then the heating temperature was used. Hold for the holding times indicated in 7-9. The temperature rising time from room temperature to the heating temperature was set to 210 seconds. An electric furnace was used for the heating, and the dew point of the atmosphere in the electric furnace was +15°C.
  • the heated test piece was taken out from the electric furnace and immediately hot-pressed using a hat-shaped mold at a molding start temperature of 720°C to obtain a hot-pressed member.
  • the shape of the obtained hot press member was 100 mm long on the upper flat portion, 50 mm long on the side flat portion, and 50 mm long on the lower flat portion.
  • the bending R of the mold is 7R for both shoulders of the upper surface and both shoulders of the lower surface.
  • Al—Fe-based intermetallic compound layer The presence or absence of an Al—Fe intermetallic compound layer in the obtained hot pressed member was evaluated by the following method. First, a sample was taken from the flat surface of the hot pressed member. Then, the diffraction intensities I ⁇ and IAlFemax of the sample were measured by X-ray diffraction measurement, and it was judged that an Al—Fe intermetallic compound layer was present when these values satisfied the conditions of the following formula (1). The case where the Al—Fe intermetallic compound layer was present was evaluated as “ ⁇ ”, and the case where it was absent was evaluated as “ ⁇ ”.
  • I ⁇ / IAlFemax >0.1
  • I ⁇ is the diffraction intensity of the (110) plane of ⁇ -Fe
  • I AlFemax is the diffraction intensity of the peak with the maximum intensity among the diffraction peaks attributed to the Al—Fe intermetallic compound.
  • Al-Fe-Si intermetallic compound phase Whether or not an Al—Fe—Si based intermetallic compound phase exists in the Al—Fe based intermetallic compound layer when the hot pressed member has an Al—Fe based intermetallic compound layer evaluated. Specifically, first, a sample was taken from the flat surface of the hot pressed member by shearing. A backscattered electron image was obtained by observing the cross section of the sample with an SEM. When a phase having a contrast different from that of the Al—Fe intermetallic compound layer was present in the backscattered electron image, the Si concentration in the phase was measured by EDX.
  • the phase was judged to be an Al--Fe--Si intermetallic compound phase.
  • the Al--Fe--Si system intermetallic compound phase was present, it was evaluated as " ⁇ ", and when it was not present, it was evaluated as "x".
  • the amount of diffusible hydrogen in the obtained hot pressed member was measured by the following method. A small piece of 10 ⁇ 15 mm was cut out from the flat portion of the hot pressed member with a small degree of processing, and the intermetallic compound layer was removed by grinding with a precision router. Thereafter, temperature programmed desorption analysis was performed, and the integrated value of the amount of hydrogen when the temperature was raised to 300° C. was taken as the amount of diffusible hydrogen.
  • a thermal desorption spectrometer manufactured by J-Science was used, the carrier gas was argon, and the temperature elevation rate was 200°C/s.
  • Hydrogen embrittlement properties of hot pressed parts were evaluated by slow strain rate tensile testing (SSRT). Specifically, first, 10 JIS No. 13B tensile test pieces were cut out from the top of the press head of the hot press member. For the purpose of reducing the desorption of hydrogen from the end face, the cutting work was performed while cooling the hot pressed member with liquid nitrogen, and after cutting out the test piece, it was quickly electrogalvanized.
  • the JIS 13B test piece was subjected to a low strain rate tensile test to measure total elongation.
  • the crosshead speed in the low strain rate tensile test was set to 0.0002 mm/s.
  • hydrogen embrittlement characteristics were evaluated according to the following four levels. Here, the cases of level 1 or 2 were regarded as acceptable. The evaluation results are shown in Tables 7-9.
  • the post-paint corrosion resistance of hot pressed parts was evaluated by corrosion tests. Specifically, first, a test piece was produced according to the following procedure. A flat test piece of 50 ⁇ 100 mm was cut out from the top of the press head of the hot press member. A zinc phosphate-based chemical conversion treatment and an electrodeposition coating were successively applied to the flat test piece to prepare a test piece. The zinc phosphate chemical conversion treatment was performed under standard conditions using PB-SX35 manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd. The electrodeposition coating was carried out using a cationic electrodeposition coating Electron GT100 manufactured by Kansai Paint Co., Ltd. so that the coating film thickness was 15 ⁇ m. The electrodeposition coating was baked at a temperature of 170° C. for 20 minutes.

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Abstract

雰囲気露点の制御を行わずとも熱間プレス工程で導入される拡散性水素量を低減することができ、かつ、塗装後耐食性に優れた熱間プレス部材を得ることができる熱間プレス用鋼板を提供する。母材鋼板と、前記母材鋼板の両面に設けられためっき層とからなる熱間プレス用鋼板であって、前記めっき層が、Ｓｉ：７～１１質量％、Ｍｇ：０．６～１．９質量％、ＣａおよびＳｒの一方または両方：合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％、およびＦｅ：０～３０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記めっき層における、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度が１％未満であり、前記めっき層の平均厚さが、前記母材鋼板のいずれの面においても１０μｍ以上３０μｍ以下である、熱間プレス用鋼板。

Description

熱間プレス用鋼板、熱間プレス用鋼板の製造方法、熱間プレス部材、および熱間プレス部材の製造方法
　本発明は、熱間プレス用鋼板、熱間プレス用鋼板の製造方法、熱間プレス部材、および熱間プレス部材の製造方法に関する。
　自動車の分野では、様々な部材の製造に鋼板、特に表面にめっき層を備えるめっき鋼板が使用されている。近年、部材の強度向上および軽量化のために、母材鋼板のさらなる強度向上が求められている。しかし、一般的に、鋼板の強度を向上させるとプレス成形性が低下するため、複雑な部品形状を得ることは困難になる。中でもシャシーなどの足回り部材やＢピラーなどの骨格用構造部材は複雑な形状を有しているため、成形が困難であるという問題があった。
　このような背景から、冷間ではなく熱間で形成を行う、熱間プレス技術の適用が増加している。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト単相の温度域（９００℃前後）まで加熱した後に、高温のままでプレス成形し、同時に金型との接触により急冷（焼入れ）する成形方法である。加熱されて軟質化した状態でプレス成形が行われ、次いで、焼入れによって高強度化されるため、熱間プレスによれば、鋼板の高強度化とプレス成形性の確保とを両立させることができる。
　中でもＡｌ系めっき鋼板は、耐高温酸化性に優れることから熱間プレス用鋼板として注目されており、熱間プレスに適した様々なＡｌ系めっき鋼板と、前記Ａｌ系めっき鋼板を用いた熱間プレス部材が提案されている。
　例えば、特許文献１では、Ｓｉを１～１５質量％、Ｍｇを０．５～１０質量％含有するＡｌ系めっき層を有する、熱間プレス用Ａｌ系めっき鋼板が提案されている。
　また、特許文献２では、鋼材と、前記鋼材上に形成されたＡｌ－Ｆｅ金属間化合物層と、前記Ａｌ－Ｆｅ金属間化合物層上に形成された特定の組成からなる酸化膜層とを有する熱間プレス部材が提案されている。
　特許文献３では、ＭｇおよびＣａの一方または両方を、合計で０～３質量％含有するＡｌ系めっき層を有する、Ａｌ系めっき鋼板が提案されている。
　特許文献４では、Ｍｇなどの合金元素を０．１～０．５重量％含むＡｌ系めっき層と、前記Ａｌ系めっき層上に形成された前記合金元素の酸化物とを有するＡｌ系めっき鋼板が提案されている。
特開２００３－０３４８４５号公報 国際公開第２０１８／２２１７３８号 国際公開第２０１９／１１１９３１号 国際公開第２０１６／０３４４７６号
　しかし、特許文献１～４で提案されているような従来の技術には、製造過程および使用時に鋼中に侵入する水素に起因する水素脆化に対する対策が十分ではないという問題があった。
　すなわち、上述したように熱間プレスは、自動車用の骨格用構造部材などの製造に広く用いられている。そして、熱間プレス部材に求められる強度は、熱間プレス成形後の引張強度として１．５ＧＰａ級のものが主流であったが、自動車車体のさらなる軽量化のため、引張強度１．８ＧＰａ級以上となるような高強度化が望まれている。
　しかし、鋼材の水素脆化は強度が高くなるほど顕著となる。そのため、さらなる高強度化に対応するためには、より高度な水素脆化対策が求められる。
　水素脆化の原因となる拡散性水素が鋼中に侵入する原因は、熱間プレス部材の製造過程における水素の侵入と、熱間プレス部材を実際に使用した際の腐食反応によって生じた水素の侵入の２つに大別することができる。
　腐食に起因する水素侵入量を低減するためには、熱間プレス部材の実使用時の耐食性を向上させる必要がある。より具体的には、一般的に熱間プレス部材は塗装した状態で用いられるため、塗装後耐食性を向上させる必要がある。
　一方、熱間プレス部材の製造過程において侵入する水素としては、熱間プレス用鋼板の製造時に導入される水素、熱間プレス工程で導入される水素、塗装工程で導入される水素などが挙げられるが、Ａｌ系めっき鋼板を素材として用いた熱間プレス部材の場合、熱間プレス工程で導入される水素量がきわめて大きいことが知られている。
　そのため、Ａｌ系めっき鋼板を素材として用いる場合には、熱間プレス工程で導入される拡散性水素量を低減することが特に重要となる。
　したがって、熱間プレス部材のさらなる高強度化に対応するためには、最終的に得られる熱間プレス部材が優れた塗装後耐食性を備えることに加え、熱間プレス工程で導入される拡散性水素量を低減することが求められる。
　特許文献１で提案されている熱間プレス用鋼板では、めっき層にＳｉとＭｇを添加することにより塗装後耐食性を向上させている。しかし、特許文献１では塗装後耐食性と耐熱性に着目しているのみであり、熱間プレス過程で導入される水素に関しては何ら考慮されていない。
　また、特許文献２で提案されている熱間プレス部材についても、塗装後耐食性にのみ着目しており、熱間プレス過程で導入される水素に関しては何ら考慮されていない。
　特許文献３で提案されているＡｌ系めっき鋼板では、生産性と耐食性にのみ着目しており、熱間プレス過程で導入される水素に関しては何ら考慮されていない。
　特許文献４では、Ａｌ系めっき層にＭｇなどの合金元素を０．１～０．５重量％添加することにより、熱間プレス過程で導入される水素量を低減している。しかし、本発明者らの検討の結果、特許文献４で提案されているＡｌ系めっき鋼板では、熱間プレス過程で導入される水素量を十分に低減できないことが分かった。
　このように、特許文献１～４で提案されているような従来技術では、水素脆化に対する対策が十分とはいえず、熱間プレス工程で導入される拡散性水素量の低減と、塗装後耐食性の向上とを、高いレベルで両立させることはできていないのが実状であった。
　なお、熱間プレス工程における水素の侵入は、雰囲気中の水分とめっき層との反応によって生じることが知られている。すなわち、めっき層を構成する金属と熱処理雰囲気中の水分とが反応し、金属が酸化されると同時に生じる水素原子が鋼中に侵入する。
　したがって、加熱炉内に乾燥空気を導入するなどの方法により、雰囲気中の露点を下げることで、熱間プレス工程における水素の侵入量を低減することも考えられる。しかし、乾燥空気を製造するための設備が必要となるため、コストの増加を招く。また、熱間プレス前の加熱に用いられる加熱炉は、ブランク（プレス前の鋼板）の出入口を複数有する炉構造を有するため、内部雰囲気の露点を安定して制御することが難しい。
　そのため、雰囲気露点の制御を行わなくとも、熱間プレス後の拡散性水素量を低減できる技術が求められる。
　本発明は、上記課題を解決することを目的としたものであり、具体的には、雰囲気露点の制御を行わずとも熱間プレス工程で導入される拡散性水素量を低減することができ、かつ、塗装後耐食性に優れた熱間プレス部材を得ることができる熱間プレス用鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を達成するために鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）熱間プレス後の拡散性水素量を、雰囲気露点によらず低位とするためには、Ｓｉ、Ｍｇ、ならびにＣａおよびＳｒの少なくとも一方を含有するめっき層を使用し、かつ、前記めっき層におけるＡｌ相中に固溶しているＭｇの濃度を１質量％未満に低減する必要がある。また、めっき層の平均厚さを３０μｍ以下とする必要がある。
（２）熱間プレス部材の使用環境での腐食に伴う水素侵入を低減するためには、前記めっき層を使用することに加え、めっき層の平均厚さを１０μｍ以上とする必要がある。
　本発明は、上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．母材鋼板と、前記母材鋼板の両面に設けられためっき層とからなる熱間プレス用鋼板であって、
　前記めっき層が、
　　Ｓｉ：７～１１質量％、
　　Ｍｇ：０．６～１．９質量％、
　　ＣａおよびＳｒの一方または両方：合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％、および
　　Ｆｅ：０～３０質量％を含有し、
　　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記めっき層における、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度が１質量％未満であり、
　前記めっき層の平均厚さが、前記母材鋼板のいずれの面においても１０μｍ以上３０μｍ以下である、熱間プレス用鋼板。
２．前記めっき層の成分組成が、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２質量％以下含有する、上記１に記載の熱間プレス用鋼板。
３．Ｓｉ：７～１１質量％、
　Ｍｇ：０．６～１．９質量％、
　ＣａおよびＳｒの一方または両方：原子濃度で、Ｍｇの１．０～１０％、および
　Ｆｅ：０～５質量％を含有し、
　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融めっき浴に、母材鋼板を１秒以上浸漬し、
　次いで、２０℃／秒以下の平均冷却速度で、前記溶融めっき浴の凝固点まで冷却する、熱間プレス用鋼板の製造方法。
４．前記溶融めっき浴の成分組成が、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２質量％以下含有する、上記３に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法。
５．鋼材と、
　前記鋼材の両面に形成されたＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層上に形成され、Ｍｇと、ＣａとＳｒから選択される一方または両方とを含有する酸化物皮膜層とを備え、
　前記鋼材中の拡散性水素濃度が０．２５質量ｐｐｍ以下である、熱間プレス部材。
６．熱間プレス用鋼板を加熱する加熱工程と、
　前記加熱工程で加熱された前記熱間プレス用鋼板を熱間プレスする熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法であって、
　前記熱間プレス用鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板の両面に設けられためっき層とからなり、
　前記めっき層が、
　　Ｓｉ：７～１１質量％、
　　Ｍｇ：０．６～１．９質量％、
　　ＣａおよびＳｒの一方または両方：合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％、および
　　Ｆｅ：０～３０質量％を含有し、
　　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記めっき層における、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度が１質量％未満であり、
　前記めっき層の平均厚さが、前記母材鋼板のいずれの面においても１０μｍ以上３０μｍ以下である、熱間プレス用鋼板であり、
　前記加熱工程では、
　　５０℃以下の加熱開始温度から、前記母材鋼板のＡｃ３変態点～１０００℃である加熱温度まで昇温する、熱間プレス部材の製造方法。
７．前記めっき層の成分組成が、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２質量％以下含有する、上記６に記載の熱間プレス部材の製造方法。
８．前記加熱工程において、
　　前記昇温後の熱間プレス用鋼板を、
　　さらに、前記加熱温度で３００秒以下の保持時間の間保持する、上記６または７に記載の熱間プレス部材の製造方法。
　本発明によれば、熱間プレス後の拡散性水素濃度を、露点制御を行わずとも安定的に低位にし、水素脆化のリスクの小さい熱間プレス部材を得ることができる。また、本発明によれば、優れた塗装後耐食性を有する熱間プレス部材を得ることができる。したがって、本発明によれば極めて高い水素脆化耐性を有する熱間プレス部材を得ることができる。
　以下、本発明を実施するための形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は以下の説明に限定されるものではない。また、含有量の単位として使用される「％」は、とくに断らない限り「質量％」を表すものとする。
［熱間プレス用鋼板］
　本発明の一実施形態における熱間プレス用鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板の両面に設けられためっき層とからなる熱間プレス用鋼板である。
・めっき層
　熱間プレス用鋼板のめっき層の成分組成は、熱間プレス後の部材中の拡散性水素量に影響する最大の因子の一つである。本発明では前記めっき層として、
　　Ｓｉ：７～１１％、
　　Ｍｇ：０．６～１．９％、
　　ＣａおよびＳｒの一方または両方：合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％、および
　　Ｆｅ：０～３０％を含有し、
　　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するめっき層を用いることが極めて重要である。以下、めっき層の成分組成の限定理由について説明する。
Ｓｉ：７～１１％
　Ｓｉは、熱間プレス過程でＡｌ、Ｆｅと合金化し、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物を形成する。このＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物は硬質で電気化学的に不活性であるため、耐食性、特に塗装後耐食性の向上に寄与する。しかし、めっき層のＳｉ濃度が７％未満であると、熱間プレス後、ほとんどのＳｉがＡｌ－Ｆｅ金属間化合物に固溶し、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物が形成されないため塗装後耐食性が低下する。そのため、めっき層のＳｉ濃度は７％以上とする。一方、Ｓｉ濃度が１１％を超えると、熱間プレス後に単相Ｓｉが残存する。単相Ｓｉは活性なカソードとして機能し、耐食性を低下させる。そのため、めっき層のＳｉ濃度は１１％以下とする。 
Ｍｇ：０．６～１．９％
　熱間プレス部材における拡散性水素は、熱間プレス工程において、めっき層の金属が雰囲気に含有される水蒸気により酸化されることで生じる。例えば、一般的な熱間プレス用Ａｌ系めっき鋼板の表層には金属状態のＡｌとＳｉが存在しており、これらが水蒸気と反応することにより水素原子が発生する。その際、Ａｌの原子価は３であるため、Ａｌと水蒸気が反応した場合には３個の水素原子が発生する。同様に、Ｓｉの原子価は４であるため、Ｓｉと水蒸気が反応した場合には４個の水素原子が発生する。これに対して、Ｍｇの原子価は２であるため、１原子あたりの水素発生量がＡｌおよびＳｉよりも少ない。加えて、ＭｇはＡｌおよびＳｉより易酸化性であるため、Ｍｇが存在する場合、水蒸気はＭｇと優先的に反応する。そのため、Ｍｇをめっき層に含有させることで、水素発生量を低減できると期待される。
　しかし、検討の結果、Ｍｇを単純に添加するのみでは、熱間プレス部材中の拡散性水素量は必ずしも減少せず、むしろ著しく増加する場合があることが分かった。すなわち、熱間プレス部材中の拡散性水素量を低減するためには、めっき層のＭｇ濃度を０．６～１．９％とする必要がある。めっき層のＭｇ濃度が０．６～１．９％である場合、Ｍｇが優先的に酸化されるため、めっき層のマトリクスであるＡｌの酸化が防止され、また、Ｍｇが薄く緻密な酸化物皮膜を形成するため、めっき層に含まれる金属と水蒸気との反応による水素発生を最小限とできる。
　Ｍｇ濃度が０．６％未満であるとＡｌの酸化を十分に抑制できないため、拡散性水素量が増加する。そのため、Ｍｇ濃度を、０．６％以上、好ましくは０．８％以上、より好ましくは０．９％以上とする。一方、Ｍｇ濃度が１．９％より高いと、Ｍｇの酸化により形成される酸化物が膜状から粒状に変化するため、酸化に対する保護性が低下する。そしてその結果、拡散性水素量が増加する。そのため、Ｍｇ濃度は、１．９％以下、好ましくは１．６％以下、より好ましくは１．２％以下とする。
Ｃａ、Ｓｒ：原子濃度でＭｇの１．０～１０％
　上述したように、Ｍｇ濃度を０．６～１．９％とすることで製造過程における水素侵入量を低減することができるが、それだけでは熱間プレス部材における拡散性水素量を十分に低減することはできない。そこで本発明では、めっき層に、ＣａおよびＳｒの一方または両方を、合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％含有させる。
　前記の量でＣａおよびＳｒの一方または両方をめっき層に添加することにより、熱間プレス部材における拡散性水素量を極めて効果的に低減することができる。ＣａとＳｒは、Ｍｇより酸化されやすく、熱間プレス部材においては専ら酸化物として存在する。熱間プレス用鋼板のめっき層に、Ｍｇに加えこれらの元素を適量含有させることで、ＡｌのみでなくＭｇの酸化も低減することができる。
　ＣａおよびＳｒの添加により拡散性水素量が減少する機構は必ずしも明確でない。しかし、ＣａとＳｒの一方または両方を添加したとしても、Ｍｇを添加していない場合には拡散性水素量が減少しないことから、ＣａとＳｒは、Ｍｇに作用することによって拡散性水素量を低減するものと考えられる。具体的には、ＣａおよびＳｒが、Ｍｇの持つ酸化防止効果の増強と、後述するめっき層中におけるＭｇの存在状態の変化、すなわちＡｌ中におけるＭｇ固溶量減少に寄与しているものと推定される。そのため、本発明では、Ｍｇと、その量に応じたＣａまたはＳｒの添加が必須である。
　ＣａとＳｒは互換的に使用可能であり、合計で、原子濃度としてＭｇの１．０～１０％含有していればよい。Ｃａのみを添加してもよく、Ｓｒのみを添加してもよく、また、ＣａとＳｒの両方を添加してもよい。
　ＣａとＳｒの合計添加量が原子濃度でＭｇの１．０％未満であると、Ｍｇの酸化と、それに起因する水素発生量を低減する効果を十分に得られない。そのため、ＣａとＳｒの合計添加量を、原子濃度でＭｇの１．０％以上、好ましくは２．０％以上、より好ましくは３．０％以上とする。一方、ＣａとＳｒの合計添加量が、原子濃度でＭｇの１０％を超えるとＣａ、Ｓｒ自体の酸化が著しくなり、かえって水素量が増大する。そのため、ＣａとＳｒの合計添加量を、原子濃度でＭｇの１０％以下、好ましくは７％以下、より好ましくは４％以下とする。
Ｆｅ：０～３０％
　Ｆｅは、溶融めっき法によりめっき層を成膜する場合に、めっき浴と母材鋼板が反応して合金化することによりめっき層に含有され得る。また、溶融めっきを行う際には、母材鋼板からめっき浴へＦｅが溶出する。そのため、めっき浴中に含まれるＦｅがめっき層に取り込まれる場合もある。
　めっき層中のＦｅ濃度は、主としてめっき浴と母材鋼板との反応により形成される合金相の厚さによって決定されるため、めっき浴温、浴への浸入時の板の温度および表面状態、浴中の板の滞在時間などによって変化する。めっき層中のＦｅ濃度が３０％を超えると、めっき層中にＦｅを含有する金属間化合物が過剰に析出し、熱間プレス過程での合金化および表面酸化が面内で不均一となる。そしてその結果、ＭｇとＣａまたはＳｒの添加による拡散性水素低減効果を十分に得られなくなる。そのため、めっき層中のＦｅ濃度は３０％以下、好ましくは１８％以下、より好ましくは１２％以下とする。一方、熱間プレス鋼板における金属間化合物低減の観点からは、めっき層中のＦｅ濃度は低い方が好ましい。そのため、めっき層中のＦｅ濃度の下限は０％とする。
　本発明の一実施形態におけるめっき層は、以上の成分を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。前記不可避的不純物としては、母材鋼板に由来する成分や、めっき浴中の不可避的不純物に由来する成分が挙げられる。前記不可避的不純物の総含有量は特に限定されないが、めっき層と電位差を有する金属間化合物が析出することでめっき層の耐食性が劣化することを防止するという観点からは、めっき層に含まれる不可避的不純物の量は合計で１％以下であることが好ましい。前記不可避的不純物の量は少なければ少ないほど良いため、下限は特に限定されず、合計で０％であってよい。
　本発明の他の実施形態においては、前記めっき層の成分組成は、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２％以下含有することができる。これらの元素は必須成分ではなく、任意にめっき層中に含むことができる。したがって、これらの元素の含有量の合計の下限は特に限定されず、０％であってよい。
　熱間プレス用鋼板のめっき層の成分組成は、誘導結合プラズマ－発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ）により分析することができる。具体的には、まず、熱間プレス用鋼板から、３０ｍｍ×３０ｍｍの測定用サンプルを切り出す。次いで、前記測定用サンプルを、５％塩酸に浸漬してめっき層を溶解させ、溶解液を得る。なお、前記５％塩酸には、インヒビターとしてヘキサメチレンテトラミン３．５ｇ／Ｌとスギムラ化学工業株式会社製ヒビロン０．５ｇ／Ｌを添加する。得られた溶解液をＩＣＰ－ＡＥＳにより分析することで、めっき層に含まれている各元素を定量する。
Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度：１％未満
　本発明の熱間プレス用鋼板におけるめっき層は、上述したように０．６～１．９％のＭｇを含有している。０．６～１．９％のＭｇを含有するＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系めっき層におけるＭｇは、２つの存在状態を取り得る。１つは、Ｍｇが、Ｓｉとの金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉとして存在する場合であり、もう一つは、ＭｇがＡｌ相中に固溶した状態で存在する場合である。平衡状態図上ではＭｇ２Ｓｉを形成する方が安定であるが、例えば、溶融めっき後の冷却速度が非常に大きい場合など、めっきの製造条件によっては、Ａｌ相に固溶した状態でも存在し得る。
　実験の結果、上述したＭｇによる拡散性水素量の低減効果は、ＭｇがＭｇ２Ｓｉとして存在する場合に得られ、Ａｌ相中に固溶したＭｇの寄与は小さいことが判明した。そこで、Ｍｇによる拡散性水素量の低減効果を十分に得るために、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度を１％未満、好ましくは０．６％未満、より好ましくは０．３％未満とする。一方、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、０．１％未満に低減しても、拡散性水素量の低減効果は小さいため、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度は０．１％以上であってもよい。
　Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度は、熱間プレス用鋼板の断面をＥＰＭＡ（電子線プローブマイクロアナライザ）で分析することにより測定できる。前記測定に用いる試料は、熱間プレス用鋼板から剪断加工により切り出せばよい。
　なお、めっき浴へのＣａ、Ｓｒのいずれかまたは両方の添加により、ＭｇのＡｌへの固溶量が低減する。したがって、これらの元素の添加は、熱処理過程での水素発生量低減のみならず、固溶Ｍｇ低減の観点でも有効である。
・めっき層の平均厚さ
　前記めっき層の平均厚さは、前記母材鋼板のいずれの面においても１０μｍ以上３０μｍ以下とする。前記平均厚さが１０μｍ未満であると、十分な耐食性を得られないことに加え、腐食起因の水素侵入量が増大し、遅れ破壊耐性が低下する。そのため、前記平均厚さを１０μｍ以上、好ましくは１２μｍ以上、より好ましくは１５μｍ以上とする。一方、前記平均厚さが３０μｍを超えると、めっき層の酸化量が大きくなるため、仮にめっき層の組成が上記条件を満たしていても拡散性水素量を十分に低減することができない。そのため、前記平均厚さは、３０μｍ以下、好ましくは２７μｍ以下、より好ましくは２３μｍ以下とする。
　なお、ここで、前記めっき層の平均厚さには、鋼板母材上に存在するＦｅ－Ａｌ反応層および酸化物層の厚さも包含するものとする。
　前記めっき層の平均厚さは、熱間プレス用鋼板の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより測定することができる。前記測定に用いる試料は、熱間プレス用鋼板から剪断加工により切り出せばよい。
　母材鋼板の一方の面のめっき層の平均厚さと、他方の面のめっき層の平均厚さとは、同じであってもよく、異なっていてもよい。言い換えると、母材鋼板の一方の面のめっき層の平均厚さが１０μｍ以上３０μｍ以下であり、かつ、他方の面のめっき層の平均厚さも１０μｍ以上３０μｍ以下であればよい。
　本発明の熱間プレス用鋼板は、母材鋼板と上記めっき層からなる鋼板であってもよい。しかし、本発明の作用効果に影響を及ぼさない範囲で、目的に応じて下層皮膜および上層皮膜の一方または両方をさらに備えていてもよい。ここで、下層皮膜とは母材鋼板と上記めっき層との間に配される皮膜を指し、上層皮膜とは上記めっき層の表面上に配される皮膜を指す。例えば、前記下層皮膜としては、下地めっき層を用いることが好ましい。前記下地めっき層としては、ＦｅまたはＮｉを主体とする下地めっき層が例示される。前記上層皮膜としては、Ｎｉを主体とする後めっき層や、リン酸塩、ジルコニウム化合物、チタン化合物などを含有する化成処理皮膜などが例示される。
・母材鋼板
　上記母材鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。前記母材鋼板は、熱延鋼板と冷延鋼板のいずれであってもよい。
　熱間プレス後に引張強度で９８０ＭＰａ級を超えるような熱間プレス部材を得るという観点からは、前記母材鋼板としては、質量％で、
　Ｃ　：０．０５～０．５０％、
　Ｓｉ：０．１～１．０％、
　Ｍｎ：０．５～３．０％、
　Ｐ　：０．０２％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．１０％以下、および
　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成分組成を有する鋼板を用いることが好ましい。前記成分組成が好ましい理由について、以下説明する。
Ｃ：０．０５～０．５０％
　Ｃは、マルテンサイトなどの組織を形成することにより強度を向上させる作用を有する元素である。９８０ＭＰａ級を超えるような高い強度を得るという観点からは、Ｃ量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ量が０．５０％を超えるとスポット溶接部の靱性が低下する。したがって、Ｃ量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．４５％以下とすることがより好ましく、０．４３％以下とすることがさらに好ましく、０．４０％以下とすることが最も好ましい。
Ｓｉ：０．１～１．０％
　Ｓｉは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ量を０．１％以上とすることが好ましく、０．２％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ量が１．０％を超えるとフェライトが安定化されるため、焼き入れ性が低下する。したがって、Ｓｉ量は１．０％以下とすることが好ましく、０．４％以下とすることがより好ましく、０．３％以下とすることがさらに好ましい。
Ｍｎ：０．５～３．０％
　Ｍｎは、冷却後の強度を広い冷却速度範囲で確保するために有効な元素である。機械特性や強度を確保するためは、Ｍｎ量を０．５％以上とすることが好ましく、０．７％以上とすることがより好ましく、１．０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると、コストが上昇するばかりでなく効果が飽和する。したがって、Ｍｎ量は３．０％以下とすることが好ましく、２．５％以下とすることがより好ましく、２．０％以下とすることがさらに好ましく、１．５％以下とすることが最も好ましい。
Ｐ：０．１％以下
　Ｐ量が０．１％を超えると鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化により、局部延性の劣化を通じて強度と延性のバランスが低下する。したがって、Ｐ量は０．１％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、精錬コストの観点からは、Ｐ量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
　ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となる。したがって、極力低減することが望ましい。具体的には、Ｓ量を０．０１％以下とすることが好ましい。また、良好な伸びフランジ性を確保するという観点からは、０．００５％以下とすることがより好ましく、０．００１％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｓ量の下限については特に限定されず、０％であってよい。しかし、精錬コストの観点からは、０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌ量が０．１０％を超えると、素材鋼板のブランキング加工性および焼入れ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０７％以下とすることがより好ましく、０．０４％と以下とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌ量の下限については特に限定されないが、脱酸材としての効果を確保する観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
　Ｎ量が０．０１％を超えると、熱間圧延時や熱間プレス前の加熱時にＡｌＮの窒化物を形成し、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、Ｎ量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、精錬コストの観点からは、Ｎ量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　また、前記母材鋼板の成分組成は、特性の更なる改善のため、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００２～０．０１０％、Ｃｒ：０．１～１．０％、Ｓｂ：０．００３～０．１０％からなる群より選択される少なくとも１つを、さらに含有することができる。
Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると圧延荷重が増大する。したがって、Ｎｂを含有させる場合は、Ｎｂ量は０．１０％以下、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、精錬コストの観点からは、０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．１０％以下
　ＴｉもＮｂと同様に鋼の強化に有効であるが、過剰に含まれると形状凍結性が低下する。したがって、Ｔｉを含有させる場合は、Ｔｉ量は０．１０％以下、好ましくは０．０３％以下とする。なお、Ｔｉ量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、精錬コストの観点からは、０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００２～０．０１０％
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライト生成および成長を抑制する作用を有する元素である。Ｂ量を含有させる場合、前記効果を得るために、Ｂ量を０．０００２％以上好ましくは０．００１０％以上とする。一方、過剰なＢの含有は成形性を大きく損なう。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ量は０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下とする。
Ｃｒ：０．１～１．０％
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼の強化および焼き入れ性向上に寄与する元素である。Ｃｒを添加する場合、前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．１％以上、好ましくは０．２％以上とする。一方、Ｃｒは高価であるため、１．０％を超える添加は大幅なコストアップを招く。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ量を１．０％以下、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．４％以下とする。
Ｓｂ：０．００３～０．１０％
　Ｓｂは、めっき用原板の焼鈍工程で、鋼板表層の脱炭を抑止する効果を有する元素である。Ｓｂを含有する場合には、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｓｂ量が０．１０％を超えると圧延荷重の増加を招くため生産性が低下する。そのため、Ｓｂを含有させる場合は、Ｓｂ量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。
［熱間プレス用鋼板の製造方法］
　本発明の一実施形態では、所定の成分組成を有する溶融めっき浴に、母材鋼板を１秒以上浸漬し、次いで、２０℃／秒以下の平均冷却速度で、前記溶融めっき浴の凝固点まで冷却することにより、熱間プレス用鋼板を製造することができる。
・母材鋼板
　前記母材鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。好適に用いることができる母材鋼板は、先の熱間プレス用鋼板の説明において述べたとおりである。
　溶融めっきに先だって、前記母材鋼板に対し、任意の前処理を施してもよい。前記前処理としては、例えば、酸洗、焼鈍の一方または両方を施すことが好ましい。
　例えば、前記母材鋼板として熱延鋼板を用いる場合、熱延鋼板を酸洗した後に、溶融めっき浴に浸漬することが好ましい。前記熱間圧延および酸洗は、常法に従って行えばよい。前記酸洗には、例えば、塩酸や硫酸等を用いることができる。
　前記母材鋼板として冷延鋼板を用いる場合、熱延鋼板に上記酸洗を施した後、冷間圧延して冷延鋼板とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、例えば、３０～９０％とすることができる。前記圧下率が３０％以上であれば機械特性が劣化することがなく、一方、９０％以下であれば圧延コストがアップしない。
　前記焼鈍としては、例えば、再結晶焼鈍を行うことができる。例えば、脱脂等で清浄化処理した後、焼鈍炉を用いて、前段の加熱帯で鋼板の所定温度まで加熱する加熱処理を行い、後段の均熱帯で所定の熱処理を施すことができる。要求された機械特性を有する温度条件で処理することが好ましい。また、焼鈍炉内の雰囲気は、めっき処理前の鋼板の表層を活性化するため、Ｆｅに対して還元雰囲気とすることが好ましい。なお、前記還元雰囲気としては、特に限定されず任意の還元性ガス雰囲気を用いることができる。
・溶融めっき浴
　次に、前記母材鋼板を溶融めっき浴に浸漬し、該母材鋼板の表面にめっき層を形成する。
　前記溶融めっき浴としては、
　Ｓｉ：７～１１％、
　Ｍｇ：０．６～１．９％、
　ＣａおよびＳｒの一方または両方：原子濃度で、Ｍｇの１～１０％、および
　Ｆｅ：０～５％を含有し、
　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融めっき浴を使用する。
　溶融めっき浴におけるＳｉ、Ｍｇ、ＣａおよびＳｒの濃度を上記の範囲に限定する理由は、めっき層の組成の限定理由と同じである。一方、溶融めっき浴においては、鋼板または浴中機器から溶け出したＦｅがめっき浴中に存在する。めっき浴中のＦｅ濃度が５％を超えると、浴中のドロス量が過大となり、めっき鋼板に付着することで外観品質の劣化を生じる。そのため、めっき浴中のＦｅ濃度は５％以下とする。めっき浴中のＦｅ濃度は好ましくは３％以下、より好ましくは１％以下とする。外観品質の観点からは、めっき浴中のＦｅ濃度は低ければ低いほどよい。そのため、めっき浴中のＦｅ濃度の下限は０％とする。
　前記不可避的不純物としては、母材鋼板に由来する成分や、溶融めっき浴成分を供給するための金属材料（インゴットなど）に含まれる不可避的不純物が挙げられる。前記不可避的不純物の総含有量は特に限定されないが、合計で１％以下であることが好ましい。前記不可避的不純物の総含有量は低ければ低いほどよいため、下限は０％であってよい。
　本発明の他の実施形態においては、前記溶融めっき浴の成分組成は、さらに任意に、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２％以下含有することができる。
　熱間プレス用鋼板のめっき層の組成は、界面合金層側でＡｌとＳｉがやや低くなるものの、全体としてはめっき浴の組成とほぼ同等となる。そのため、めっき浴組成を制御することによりめっき層の組成を精度良く調整することができる。
　前記めっき浴の温度については、凝固開始温度＋２０℃～７００℃の範囲とすることが好ましい。前記浴温の下限を、凝固開始温度＋２０℃としたのは、溶融めっき処理を行うためには、前記浴温をめっき原料の凝固点以上にし、凝固開始温度＋２０℃とすることで、前記めっき浴の局所的な浴温低下に起因した組成成分の局所的な凝固を防止するためである。一方、前記浴温の上限を７００℃としたのは、前記浴温が７００℃を超えると、めっき浴から鋼板を引上げた後の急速冷却が難しくなり、めっきの鋼板との界面に形成されるＡｌ－Ｆｅを主成分とした界面合金層の厚さが厚くなるからである。
　また、前記めっき浴に浸入する母材鋼板の温度（浸入板温）については、特に限定されず、任意の温度であってよい。しかし、連続式溶融めっき操業におけるめっき特性の確保や浴温度の変化を防ぐ点から、前記めっき浴の温度に対して±２０℃以内に制御することが好ましい。
浸漬時間：１秒以下
　前記母材鋼板の溶融めっき浴中での浸漬時間は、１秒以上とする。浸漬時間が１秒未満の場合、前記母材鋼板の表面に十分なめっき層を形成できない。一方、前記浸漬時間の上限については特に限定されない。しかし、浸漬時間が過度に長いと、めっき層と母材鋼板との界面に形成されるＡｌ－Ｆｅ合金層の厚さが厚くなるおそれがある。そのため、浸漬時間を５秒以下とすることが好ましい。
　なお、前記母材鋼板の前記めっき浴中への浸漬条件については特に限定されないが、ラインスピードは４０ｍｐｍ～２００ｍｐｍ程度とすることが好ましい。また、浸漬長さは５～７ｍ程度とすることが好ましい。
平均冷却速度：２０℃／秒以下
　次いで、前記溶融めっき後の鋼板を、２０℃／秒以下の平均冷却速度で、前記溶融めっき浴の凝固点まで冷却する。平均冷却速度２０℃／ｓ以下の穏やかな冷却を行うことによって、ＭｇをＡｌ相に固溶させず、Ｍｇ２Ｓｉを形成させることが可能となる。前記平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であると、Ａｌ相に固溶するＭｇ量が増加し、熱間プレス工程での水素侵入低減効果を十分得られなくなる。そのため、前記平均冷却速度は２０℃／ｓ以下、好ましくは１２℃／秒以下とする。
　一方、前記平均冷却速度の下限は特に限定されない。しかし、平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、めっきの凝固が遅いことからめっき層表面にたれ模様を生じ、顕著な外観の劣化および化成処理性の低下を生じる。そのため、外観および化成処理性の向上の観点からは、前記平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましく、８℃以上とすることがより好ましい。
　なお、前記冷却においては、前記溶融めっき後の鋼板を、前記溶融めっき浴の凝固点まで冷却すればよく、前記冷却は、凝固点以下の温度まで行うことができる。言い換えると、前記冷却における冷却停止温度は、前記溶融めっき浴の凝固点以下とする。
　前記冷却の方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。前記冷却は、窒素ガス雰囲気下で行うことが好ましい。冷却を窒素ガス雰囲気下で行うことが好ましい理由は、冷却速度を極端に大きくする必要がなく、かつ大掛かりな冷却設備を必要としないことから経済性に優れるためである。前記窒素ガス雰囲気は、４体積％以下の水素ガスを含有してもよい。
　かかる製造方法によって、熱間プレス後の拡散性水素濃度を、露点制御を行わずとも安定的に低位にし、水素脆化のリスクの小さい熱間プレス部材を製造することが可能な熱間プレス用鋼板を製造できる。
　特に限定はされないが、前記熱間プレス用鋼板の製造は、連続式溶融めっき設備において行うことが好ましい。なお、連続式めっき設備としては、無酸化炉を有する連続式めっき設備と、無酸化炉を有しない連続式めっき設備のいずれをも用いることができる。本発明の熱間プレス用鋼板は、このように特殊な設備を必要とせず、一般的な溶融めっき設備により実施することができるため、生産性の面でも優れている。
　なお、前記冷却の後、さらに合金化処理を施すこともできる。合金化処理を施すことにより、鉄を合金化しためっきを効率的に得ることができる。
［熱間プレス部材］
　本発明の一実施形態における熱間プレス部材は、鋼材と、前記鋼材の両面に形成されたＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層上に形成され、Ｍｇと、ＣａとＳｒから選択される一方または両方とを含有する酸化物皮膜層とを備え、前記鋼材中の拡散性水素濃度が０．２５質量ｐｐｍ以下である。
・鋼材
　前記鋼材としては、特に限定されることなく任意の鋼材を用いることができる。前記鋼材の好適な成分組成は、上記母材鋼板の好適な成分組成と同じである。
・Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層
　熱間プレス部材の表面にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物からなる層を設けることで、塗膜の傷部や塗装端部など塗膜による防錆機能が低下した箇所からの腐食（外観腐食）の速度が低減され、腐食に伴う水素発生・侵入を低減することが可能となる。
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物の種類は特に限定されず、任意のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物であってよい。例えば、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物は、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ４Ａｌ１３、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌ、およびＦｅ２Ａｌ５Ｓｉからなる群より選択される少なくとも１つであってよい。
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の有無は、Ｘ線回折測定により評価することができる。具体的には、実施例に記載した方法で評価すればよい。
　Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、熱間プレス用鋼板のめっき層厚さと熱処理条件とに依存する。耐食性を確保するため、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、１０μｍ以上であることが好ましい。より好ましくは１３μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上とする。また、めっき層の密着性の観点からは、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、３０μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは２８μｍ以下、さらに好ましくは２５μｍ以下とする。
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は、内部にＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相を有していてもよい。前記Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相がＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層内に存在すると、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が腐食した際に、ＳｉＯ２を含有する絶縁性の腐食生成物が形成されるため、腐食の進行が抑制される。
　前記Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相の、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層内での存在状態は特に限定されない。例えば、前記Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相は、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層内に島状に分布していてもよく、また、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層を分断するように層状で分布していてもよい。
　前記Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相の有無は、ＳＥＭ－ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）により評価することができる。具体的には、実施例に記載した方法で評価すればよい。
　上記Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相の量はとくに限定されないが、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の面積に対するＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相の面積の割合が、５％以上であることが好ましく、１０％以上であることがより好ましい。
・酸化物皮膜層
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層上に、Ｍｇと、ＣａとＳｒから選択される一方または両方とを含有する酸化物皮膜層を設けることにより、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の腐食速度を低減することが可能となる。
　前記酸化物皮膜層の厚さは、熱間プレス用鋼板のめっき層の成分と熱処理条件とに依存する。耐食性を確保するため、酸化物皮膜層の厚さは１００ｎｍ以上であることが好ましい。より好ましくは１５０ｎｍ以上、さらに好ましくは２００ｎｍ以上とする。一方、塗膜の密着性の観点で、酸化物皮膜層の厚さは、１０００ｎｍ以下であることが好ましい。より好ましくは７５０ｎｍ以下、さらに好ましくは５００ｎｍ以下とする。
拡散性水素濃度：０．２５質量ｐｐｍ以下
　本発明の熱間プレス部材における、鋼材中の拡散性水素濃度は０．２５質量ｐｐｍ以下とする。鋼材中の拡散性水素濃度を０．２５質量ｐｐｍ以下とすることで、熱間プレス部材の組付け・溶接などにより残留応力が生じた際の、遅れ破壊のリスクを低減することが可能となる。遅れ破壊のリスクをさらに低減するためには、鋼材中の拡散性水素濃度は、より好ましくは０．２０質量ｐｐｍ以下とし、さらに好ましくは０．１５質量ｐｐｍ以下とする。拡散性水素量の下限は特に限定されず、０ｐｐｍであってもよい。
　ここで、熱間プレス部材における鋼材中の拡散性水素濃度は、昇温脱離分析法により求めることができる。具体的には、前記金属間化合物層を研削加工などにより除去し、その後、昇温脱離分析法により３００℃まで昇温した際の水素量の積算値を拡散性水素量とする。
　熱間プレス部材の材質は特に限定されず、適用される部品の機能に応じて、母材成分および熱処理条件から設計することができる。
　前記熱間プレス部材の強度は特に限定されないが、熱間プレス部材は一般的に自動車用部品など、強度が求められる用途に用いられることから、強度が高いことが望ましい。特に、衝突による変形を抑制するセンターピラーなどの骨格部品には１３２０ＭＰａを超える引張強さが求められる。そのため、前記熱間プレス部材の引張強度は１３２０ＭＰａより高いことが好ましく、１４００ＭＰａより高いことがより好ましく、１４７０ＭＰａより高いことがさらに好ましい。一方、引張強度の上限は特に限定されないが、一般的には２６００ＭＰａ以下であってよい。引張強度が２６００ＭＰａ以下であれば、靭性がさらに高くなるため、自動車部材として一層好適に適用することができる。
　また、エネルギー吸収を求められるサイドメンバーなどの部品に用いる場合には、降伏強度と伸びに優れることが求められる。そのため、前記熱間プレス部材の降伏強度は７００ＭＰａより高いことが好ましい。一方、降伏強度の上限についても特に限定されないが、一般的には、２０００ＭＰａ以下であってよい。
　また、前記熱間プレス部材の全伸びは４％より高いことが好ましい。一方、全伸びの上限についても特に限定されないが、一般的には、１０％以下であってよい。
［熱間プレス部材の製造方法］
　本発明の一実施形態における熱間プレス部材の製造方法は、熱間プレス用鋼板を加熱する加熱工程と、前記加熱工程で加熱された前記熱間プレス用鋼板を熱間プレスする熱間プレス工程とを備える。そして、前記加熱工程では、５０℃以下の加熱開始温度から、前記母材鋼板のＡｃ３変態点～１０００℃である加熱温度まで昇温する。
　前記加熱開始温度は５０℃以下の任意の温度であってよいが、０℃以上であることが好ましい。一般的には室温から加熱を開始すればよい。
加熱温度：Ａｃ３変態点～１０００℃
　前記加熱温度が母材鋼板のＡｃ３変態点より低いと、熱間プレス部材として必要な強度を得ることができない。そのため、前記加熱温度は母材鋼板のＡｃ３変態点以上とする。前記加熱温度は８６０℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１０００℃を超えると、母材やめっき層が酸化して生じる酸化物皮膜が過度に厚膜化することにより、得られる熱間プレス部材上の塗料の密着性が劣化する。そのため、前記加熱温度は１０００℃以下、好ましくは９６０℃以下、より好ましくは９２０℃以下とする。なお、母材鋼板のＡｃ３変態点は鋼成分により異なり、フォーマスタ試験により求められる。
　前記加熱開始温度から前記加熱温度までの昇温に要する時間（昇温時間）はとくに限定されず、任意の時間とすることができる。しかし、前記昇温時間が３００秒を超えると、高温にさらされる時間が長くなるため、母材やめっき層が酸化して生じる酸化物皮膜が過度に厚膜化する。そのため、酸化物による塗料の密着性低下を抑制するという観点からは、前記昇温時間を３００秒以下とすることが好ましく、２７０秒以下とすることがより好ましく、２４０秒以下とすることがさらに好ましい。一方、昇温時間が１５０秒未満であると、加熱途中にめっき層が過度に溶融し、加熱装置や金型を汚損する。そのため、加熱装置や金型の汚損を防止するという観点からは、前記昇温時間を１５０秒以上とすることが好ましく、１８０秒以上とすることがより好ましく、２１０秒以上とすることがさらに好ましい。
・保持時間：３００秒以下
　本発明の他の実施形態においては、前記昇温後の熱間プレス用鋼板を、さらに、前記加熱温度で３００秒以下の保持時間の間保持することができる。前記保持時間が３００秒を超える場合、高温にさらされる時間が過剰に長くなり、母材やめっき層が酸化して生じる酸化物皮膜が過度に厚膜化することにより、得られる熱間プレス部材上の塗料の密着性が劣化する恐れがある。そのため、保持を行う場合、保持時間は３００秒以下、好ましくは２１０秒以下、より好ましくは１２０秒以下とする。前記保持は必須ではないため、前記保持時間の下限は特に限定されず、０秒であってよいが、熱間プレス用鋼板を均質にオーステナイト化させるという観点からは１０秒以上とすることが好ましい。
　前記加熱工程は、任意の雰囲気中で行うことができる。一般的には、加熱雰囲気の露点が低いほど熱間プレス部材の拡散性水素量は低くなる。しかし、加熱雰囲気の制御は大幅な製造コストの増加をまねく。本発明では、上述しためっき層を有する熱間プレス用鋼板を用いることにより、加熱時の露点が高くとも拡散性水素量を低減できる。そのため、本発明の熱間プレス用鋼板の拡散性水素量低減効果を最大限に発現させ、かつ設備コストを低減するという観点からは、前記加熱工程を、露点：０℃以上の雰囲気中で実施することができる。前記露点は５℃以上であってもよく、１０℃以上であってもよい。
　上記加熱工程では、特に限定されることなく任意の方法で熱間プレス用鋼板を加熱することができる。加熱方法としては、例えば、電気炉やガス炉による炉加熱、通電加熱、誘導加熱、高周波加熱、火炎加熱などが好適に使用できる。
　上記加熱工程の後、熱間プレス加工を行って熱間プレス部材とする。前記熱間プレスにおいては、熱間プレス用鋼板が所望の形状に成形されるとともに、金型や水などによって冷却される。本発明においては、熱間プレス条件は特に限定されないが、一般的な熱間プレス温度範囲である６００～８００℃でプレスを行う事が好ましい。
　以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
　母材鋼板として、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を用いた。前記冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．２０％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４％、Ｔｉ：０．０２％、Ｂ：０．００２％、Ｃｒ：０．１８％、Ｓｂ：０．００８％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を有していた。前記母材鋼板のＡｃ３変態点は７８３℃、Ａｒ３変態点は７０６℃であった。
　上記母材鋼板を溶融めっき浴に１秒以上浸漬し、その後Ｎ２ガスワイピングを行って、熱間プレス用鋼板を作製した。前記溶融めっき浴としては、表１～３に示す成分組成と浴温を有するＡｌ－Ｓｉ系めっき浴を使用した。また、前記溶融めっき浴から鋼板を引上げてから、前記溶融めっき浴の凝固点までの間の平均冷却速度は、表１～３に示した値とした。
　得られた熱間プレス用鋼板のめっき層の成分組成、平均厚さ、およびＡｌ相中に固溶しているＭｇの濃度を、それぞれ以下の方法で測定した。測定結果を表４～６に示す。
（めっき層の成分組成）
　評価対象とする熱間プレス用鋼板を剪断加工して、３０ｍｍ×３０ｍｍの試料３つを採取した。前記試料の一方の面をマスキングした後、該試料を塩酸水溶液に１０分間浸漬することにより他方の面のめっき層を溶解した。前記塩酸水溶液としては、インヒビターとしてヘキサメチレンテトラミン３．５ｇ／Ｌとスギムラ化学工業株式会社製ヒビロン０．５ｇ／Ｌを添加した５％塩酸を使用した。
　得られた溶解液中の金属成分を、ＩＣＰ－ＡＥＳにより定量した。また、Ｓｉは塩酸による溶解の際にＳｉＯ２を主成分とした残渣を生じる場合があることから、残渣中の金属成分も定量した。具体的には、塩酸による溶解の際に生じた残差を濾別し、該残渣をアルカリ融解させ、さらに酸溶解させた。得られた残渣溶解液をＩＣＰ－ＡＥＳ分析し、残渣中の金属成分を定量した。
　以上の手順で測定した溶解液中の金属成分の量と、残渣中の金属成分の量を合算することによりめっき層中の金属量を求めた。同様の測定を３つの試料それぞれについて実施し、測定値の平均値をめっき層の成分組成とした。
（めっき層の平均厚さ）
　熱間プレス用鋼板のめっき層の平均厚さは、ＳＥＭ観察により測定した。具体的には、まず、熱間プレス用鋼板から剪断加工によりＳＥＭ観察用試料を切り出した。前記試料の断面を、ＳＥＭにより観察し、母材鋼板からめっき層の表面までの厚さを測定した。１つの試料に対して、無作為に選択した１０点で前記測定を行い、得られた値の相加平均値をめっき層の平均厚さとした。なお、いずれの面のめっき層の平均厚さも同じ値であったので、その値を表４～６に示した。
（Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度）
　Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度は、ＥＰＭＡで分析することにより測定した。具体的には、まず、熱間プレス用鋼板から剪断加工により３つの試料を切り出した。次いで、前記試料の断面をＳＥＭにより観察し、めっき層中に存在するＡｌ相を同定した。ここで、前記Ａｌ相は、共晶組織、界面合金相、および金属間化合物相のいずれでもないＡｌの相である。同定された前記Ａｌ相中に固溶しているＭｇ濃度を、ＥＰＭＡによる点分析により測定した。前記３つの試料のそれぞれについて、各々１０点で分析を行い、それらの相加平均値をＡｌ相中に固溶しているＭｇの濃度とした。
　次に、上記熱間プレス用鋼板を、熱間プレスに供した。具体的には、前記熱間プレス用鋼板から１００ｍｍ×２００ｍｍの試験片を採取し、前記試験片を、室温から表７～９に示した加熱温度まで昇温し、その後、前記加熱温度で表７～９に示した保持時間の間保持した。前記昇温における室温から前記加熱温度までの昇温時間は２１０秒間とした。前記加熱には電気炉を使用し、電気炉内雰囲気の露点は＋１５℃とした。
　前記加熱後の試験片を電気炉から取り出し、直ちにハット型金型を用いて、成形開始温度７２０℃で熱間プレスを行うことにより熱間プレス部材を得た。なお、得られた熱間プレス部材の形状は上面の平坦部長さ１００ｍｍ、側面の平坦部長さ５０ｍｍ、下面の平坦部長さ５０ｍｍである。また、金型の曲げＲは上面の両肩、下面の両肩いずれも７Ｒである。
（Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層）
　得られた熱間プレス部材におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の有無を、以下の方法で評価した。まず、前記熱間プレス部材の平坦面から試料を採取した。次いで、Ｘ線回折測定により前記試料の回折強度ＩαおよびＩＡｌＦｅｍａｘを測定し、それらの値が下記（１）式の条件を満たす場合、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が存在すると判断した。Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が存在する場合を「○」、存在しない場合を「×」とした。
　Ｉα／ＩＡｌＦｅｍａｘ＞０．１
ここで、Ｉαはα―Ｆｅの（１１０）面の回折強度であり、ＩＡｌＦｅｍａｘはＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物に帰属される回折ピークのうち、強度が最大であるピークの回折強度である。
　上記Ｘ線回折測定は、次の条件で行った。
・入射角度２５°
・線源：Ｃｏ－Ｋα（波長１．７９０２１Å）
・管電圧：４５ｋＶ
・管電流：１６０ｍＡ
（Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相）
　熱間プレス部材にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が存在していた場合、さらに、該Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の中にＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相が存在するか否かを評価した。具体的には、まず、熱間プレス部材の平坦面から剪断加工により試料を採取した。前記試料の断面をＳＥＭにより観察して反射電子像を得た。前記反射電子像にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層とはコントラストが異なる相が存在した場合、ＥＤＸにより前記相におけるＳｉ濃度を測定した。得られたＳｉ濃度が５質量％以上である場合、前記相が、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相であると判断した。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相が存在する場合を「○」、存在しない場合を「×」とした。
（拡散性水素量）
　得られた熱間プレス部材の拡散性水素量を以下の手法で測定した。熱間プレス部材の加工度の小さい平坦部より１０×１５ｍｍの小片を切り出し、前記金属間化合物層を精密リュータで研削加工することにより除去した。その後、昇温脱離分析を行って、３００度まで昇温した際の水素量の積算値を拡散性水素量とした。前記昇温脱離分析には、ジェイ・サイエンス社製昇温脱離分析装置を使用し、キャリアガスはアルゴン、昇温速度は２００℃／ｓとした。
　さらに、前記熱間プレス部材の水素脆化特性と塗装後耐食性を以下の手順で評価した。
（水素脆化特性）
　熱間プレス部材の水素脆化特性を、低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ）により評価した。具体的には、まず、前記熱間プレス部材のプレス頭頂部より、１０個のＪＩＳ　１３Ｂ号引張試験片を切り出した。端面からの水素の脱離を低減する目的で、切り出し作業は前記熱間プレス部材を液体窒素で冷却しながら実施し、試験片を切り出した後、速やかに電気亜鉛めっきを施した。
　次いで、前記ＪＩＳ　１３Ｂ試験片を低ひずみ速度引張試験に供し、全伸びを測定した。前記低ひずみ速度引張試験におけるクロスヘッド速度は０．０００２ｍｍ／ｓとした。１０個の試験片での測定結果から、以下の４水準で水素脆化特性評価した。ここでは、水準１または２の場合を合格とした。評価結果を表７～９に示す。
１：１０個の試験片のすべてで全伸び≧７％
２：１０個の試験片のうち１つが５％≦全伸び＜７％であり、その他の９個が全伸び≧７％
３：１０個の試験片のうち２つが５％≦全伸び＜７％であり、その他の９個が全伸び≧７％
４：１０個の試験片のうち３つ以上が５％≦全伸び＜７％または１０個の試験片のうち１つ以上が全伸び＜５％
（塗装後耐食性）
　熱間プレス部材の塗装後耐食性を、腐食試験により評価した。具体的には、まず、以下の手順で試験片を作成した。前記熱間プレス部材のプレス頭頂部より、５０×１００ｍｍの平板試験片を切り出した。前記平板試験片に、リン酸亜鉛系化成処理と電着塗装を順次施して試験片を作成した。前記リン酸亜鉛系化成処理は、日本パーカライジング社製ＰＢ－ＳＸ３５を用いて標準条件で行った。前記電着塗装は、関西ペイント社製カチオン電着塗料エレクトロンＧＴ１００を用いて、塗装膜厚が１５μｍとなるように行った。前記電着塗装の焼付けは、温度１７０℃で、２０分間保持することにより行った。
　次に、得られた試験片を腐食試験（ＳＡＥ－Ｊ２３３４）に供し、６０サイクル後、クロスカットからの片側最大膨れ幅を測定した。前記片側最大膨れ幅から、以下の３水準で塗装後耐食性を評価した。ここでは、水準１の場合を合格とした。評価結果を表７～９に示す。
１：片側最大膨れ幅＜１．５ｍｍ
２：１．５ｍｍ≦片側最大膨れ幅＜３．０ｍｍ
３：３．０ｍｍ≦片側最大膨れ幅
　表７～９に示した結果から分かるように、本発明の熱間プレス用鋼板を熱間プレスに供することで、熱処理過程で露点制御をおこなわずとも拡散性水素量が少なく、また耐食性にも優れ、耐水素脆化特性に総合的に優れた熱間プレス部材を得ることができる。
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Claims (8)

  1. 　母材鋼板と、前記母材鋼板の両面に設けられためっき層とからなる熱間プレス用鋼板であって、
    　前記めっき層が、
    　　Ｓｉ：７～１１質量％、
    　　Ｍｇ：０．６～１．９質量％、
    　　ＣａおよびＳｒの一方または両方：合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％、および
    　　Ｆｅ：０～３０質量％を含有し、
    　　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　前記めっき層における、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度が１質量％未満であり、
    　前記めっき層の平均厚さが、前記母材鋼板のいずれの面においても１０μｍ以上３０μｍ以下である、熱間プレス用鋼板。
  2. 　前記めっき層の成分組成が、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２質量％以下含有する、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
  3. 　Ｓｉ：７～１１質量％、
    　Ｍｇ：０．６～１．９質量％、
    　ＣａおよびＳｒの一方または両方：原子濃度で、Ｍｇの１．０～１０％、および
    　Ｆｅ：０～５質量％を含有し、
    　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融めっき浴に、母材鋼板を１秒以上浸漬し、
    　次いで、２０℃／秒以下の平均冷却速度で、前記溶融めっき浴の凝固点まで冷却する、熱間プレス用鋼板の製造方法。
  4. 　前記溶融めっき浴の成分組成が、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２質量％以下含有する、請求項３に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法。
  5. 　鋼材と、
    　前記鋼材の両面に形成されたＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、
    　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層上に形成され、Ｍｇと、ＣａとＳｒから選択される一方または両方とを含有する酸化物皮膜層とを備え、
    　前記鋼材中の拡散性水素濃度が０．２５質量ｐｐｍ以下である、熱間プレス部材。
  6. 　熱間プレス用鋼板を加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程で加熱された前記熱間プレス用鋼板を熱間プレスする熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法であって、
    　前記熱間プレス用鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板の両面に設けられためっき層とからなり、
    　前記めっき層が、
    　　Ｓｉ：７～１１質量％、
    　　Ｍｇ：０．６～１．９質量％、
    　　ＣａおよびＳｒの一方または両方：合計で、原子濃度でＭｇの１．０～１０％、および
    　　Ｆｅ：０～３０質量％を含有し、
    　　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　前記めっき層における、Ａｌ相中に固溶しているＭｇの濃度が１質量％未満であり、
    　前記めっき層の平均厚さが、前記母材鋼板のいずれの面においても１０μｍ以上３０μｍ以下である、熱間プレス用鋼板であり、
    　前記加熱工程では、
    　　５０℃以下の加熱開始温度から、前記母材鋼板のＡｃ３変態点～１０００℃である加熱温度まで昇温する、熱間プレス部材の製造方法。
  7. 　前記めっき層の成分組成が、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で２質量％以下含有する、請求項６に記載の熱間プレス部材の製造方法。
  8. 　前記加熱工程において、
    　　前記昇温後の熱間プレス用鋼板を、
    　　さらに、前記加熱温度で３００秒以下の保持時間の間保持する、請求項６または７に記載の熱間プレス部材の製造方法。
     
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