(57)【要約】素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層を含む亜鉛系めっき鋼板を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、上記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素：合計０．０５〜２．０重量％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の７０重量％以上は、上記亜鉛系めっき層が合金化して形成された上記熱間プレス成形品の合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化する、熱間プレス成形品、及びそれを製造する方法が開示される。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板及び前記素地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層を含む亜鉛系めっき鋼板を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、
前記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素：合計０．０５〜２．０重量％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、
前記Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の７０重量％以上は、前記亜鉛系めっき層が合金化して形成された前記熱間プレス成形品の合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化する、熱間プレス成形品。
【請求項２】
前記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．３〜１．５重量％含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
【請求項３】
前記亜鉛系めっき層は重量％で、Ａｌ：０．１〜５．０％及びＭｇ：０．１〜５．０％をさらに含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
【請求項４】
前記合金化亜鉛系めっき層のＦｅ合金化度は３０〜８５％である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
【請求項５】
亜鉛系めっき鋼板を用意する段階と、
前記亜鉛系めっき鋼板を３．５〜４．２℃／ｓｅｃの速度で６４０〜６８０℃の温度まで１次加熱する段階と、
前記１次加熱された亜鉛系めっき鋼板を１．１〜１．６℃／ｓｅｃの速度で９００〜９３０℃の温度まで２次加熱する段階と、
前記２次加熱された亜鉛系めっき鋼板を１〜５分間恒温維持する段階と、
前記恒温維持された亜鉛系めっき鋼板を金型によって成形するとともに急冷する段階と、
を含み、
前記亜鉛系めっき鋼板は素地鋼板、及び前記素地鋼板の表面に形成され、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．０５〜２．０重量％含む亜鉛系めっき層を含む、熱間プレス成形品の製造方法。
【請求項６】
前記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．３〜１．５重量％含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
【請求項７】
前記亜鉛系めっき層は重量％で、Ａｌ：０．１〜５．０％及びＭｇ：０．１〜５．０％をさらに含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、微細クラックが抑制された熱間プレス成形品及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の軽量化のために高強度鋼の活用が増加しているが、このような高強度鋼は、常温で加工するときに容易に摩耗したり破断したりするという問題がある。また、加工するときに、スプリングバックの現象も発生することにより精密な寸法加工が困難であり、複雑な製品の成形が困難である。これにより、高強度鋼を加工するための好ましい方法として熱間プレス成形（ＨＰＦ）が適用されている。
【０００３】
熱間プレス成形（ＨＰＦ）は、鋼板が高温では軟質化し高延性となる性質を利用して高温で複雑な形状に加工をする方法であり、より具体的には、鋼板をオーステナイト領域以上に加熱した状態で加工とともに急冷を行うことにより鋼板の組織をマルテンサイトに変態させ、高強度の精密な形状を有する製品を製造することができる方法である。
【０００４】
但し、鋼材を高温に加熱する場合には鋼材の表面に腐食や脱炭などのような現象が発生する恐れがあるが、これを防止するために熱間プレス成形のための素材として表面に亜鉛系又はアルミニウム系めっき層が形成されためっき鋼材が多く用いられる。特に亜鉛系めっき層を有する亜鉛めっき鋼板は、亜鉛の自己犠牲防食性を利用して耐食性を向上させた鋼材である。
【０００５】
しかし、このようなめっき鋼材を熱間プレス成形する場合において、金型とめっき層とが直接接し、表面摩擦が大きい深絞り加工部位でめっき層にクラックが発生し、めっき層に発生したクラックに沿って素地鋼板の表面にまで微細な亀裂が発生するという問題がある。
【０００６】
このような問題を解決するために特許文献１（米国特許第６２９６８０５号明細書）では、鋼板の表面にＡｌ系めっきを行う技術を提案した。上記特許文献１で提案したように、Ａｌ系めっきを行い、加熱炉でめっき層が維持されながら鋼板の表面の酸化反応を抑制し、Ａｌの不動態皮膜の形成を利用することにより耐食性を増大させるという利点があるが、Ａｌめっき鋼板は耐食性が大きく劣るという問題があった。
【０００７】
このような問題を解決するために、Ｚｎめっき熱間プレス鋼板に関する研究が再び注目を浴びて行われているが、めっき鋼材が９００℃を超える高温作業環境と、熱間プレス成形において合金化したＺｎ−Ｆｅ合金化層とダイスとの間の摩擦によるストレスによって素地鋼板の表面にまで微細クラックが発生するという問題がある。このような微細クラックは素地鋼板においてクラックが伝播する開始点として作用したり、疲労亀裂を起こす原因として作用したりする可能性があり、部品の耐久性を阻害する可能性が高いという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】米国登録特許第６２９６８０５号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的の一つは、微細クラックが抑制された熱間プレス成形品とそれを製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一実施形態によれば、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層を含む亜鉛系めっき鋼板を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、上記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素：合計０．０５〜２．０重量％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の７０重量％以上は、上記亜鉛系めっき層が合金化して形成された上記熱間プレス成形品の合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化する、熱間プレス成形品が提供される。
【００１１】
本発明の他の実施形態によれば、亜鉛系めっき鋼板を用意する段階と、上記亜鉛系めっき鋼板を３．５〜４．２℃／ｓｅｃの速度で６４０〜６８０℃の温度まで１次加熱する段階と、上記１次加熱された亜鉛系めっき鋼板を１．１〜１．６℃／ｓｅｃの速度で９００〜９３０℃の温度まで２次加熱する段階と、上記２次加熱された亜鉛系めっき鋼板を１〜５分間恒温維持する段階と、上記恒温維持された亜鉛系めっき鋼板を金型によって成形するとともに急冷する段階とを含み、上記亜鉛系めっき鋼板は素地鋼板、及び上記素地鋼板の表面に形成され、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．０５〜２．０重量％含む亜鉛系めっき層を含む熱間プレス成形品の製造方法が提供される。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の多様な効果の一つとして、本発明の一実施形態による熱間プレス成形品は、熱間プレス成形において発生するめっき層内の微細クラックが素地鋼板に伝播することを効果的に抑制し、耐久性に優れるという利点がある。
【００１３】
但し、本発明の多様で有益な利点と効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程で、より容易に理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】比較例１の微細クラックを観察して示したものである。
【図２】発明例１の微細クラックを観察して示したものである。
【図３】発明例３の微細クラックを観察して示したものである。
【図４】比較例４の微細クラックを観察して示したものである。
【図５】発明例５の微細クラックを観察して示したものである。
【図６】（ａ）は発明例１のめっき層の深さによるＡｌ、Ｍｇ及びＳｎの含量を分析したＧＤＳデータであり、（ｂ）は発明例３のめっき層の深さによるＡｌ、Ｍｇ及びＳｎの含量を分析したＧＤＳデータであり、（ｃ）は発明例５のめっき層の深さによるＡｌ、Ｍｇ及びＳｎの含量を分析したＧＤＳデータである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは微細クラックが抑制された熱間プレス成形品を提供するために鋭意研究した結果、適量の粒界偏析元素が含有された亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板を熱間プレス成形用素材として利用し、かつ熱間プレス成形において加熱条件を適切に制御して上記粒界偏析元素をめっき層の表層に濃化させることにより、めっき層内の微細クラックが素地鋼板に伝播することを効果的に遮断することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１６】
以下、本発明の一実施形態による熱間プレス成形品について詳細に説明する。
【００１７】
本発明の一実施形態による熱間プレス成形品は、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層を含む亜鉛系めっき鋼板を熱間プレス成形して製造される。
【００１８】
本発明では素地鋼板の種類については特に限定せず、例えば、通常の亜鉛系めっき鋼板の素地として用いられる熱延鋼板又は冷延鋼板であってもよい。但し、熱延鋼板の場合、その表面に多量の酸化スケールを有し、このような酸化スケールはめっき密着性を低下させてめっき品質を低下させるという問題があるため、酸溶液によって予め酸化スケールを除去した熱延鋼板を素地とすることがより好ましい。
【００１９】
一方、亜鉛系めっき層は素地鋼板の一面又は両面に形成され、上記亜鉛系めっき層は熱間プレス成形のための熱処理において合金化され、合金化亜鉛系めっき層に変化する。
【００２０】
亜鉛系めっき層は、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素：合計０．０５〜２．０重量％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含むことが好ましい。
【００２１】
Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉは粒界偏析元素であり、高温の作業環境で酸素の粒界浸透による内部酸化物の形成を抑制する役割をする元素である。本発明においてこのような効果を示すためには、上記元素の含量の和が０．０５重量％以上であることが好ましく、０．３重量％以上であることがより好ましい。但し、その含量が多すぎる場合は、めっき層の表面に形成されるアルミニウム酸化膜の形成を妨げ、アルミニウムのバリア役割を阻害する恐れがあり、その含量増加に比べて効果が低下し、経済性が低下するという問題がある。したがって、上記元素の含量の和は２．０重量％以下であることが好ましく、１．５重量％以下であることがより好ましい。
【００２２】
一例によれば、亜鉛系めっき層は、Ｍｇ：０．１〜５．０重量％及びＡｌ：０．１〜７．５重量％をさらに含むことができる。
【００２３】
Ｍｇは、熱間プレス成形品の耐食性を向上させる役割をする元素である。本発明においてこのような効果を示すためには０．１重量％以上含むことが好ましく、１重量％以上含むことがより好ましい。但し、その含量が多すぎる場合は、めっき浴中のＭｇ酸化によりめっき浴のドロスが発生するという問題がある。したがって、マグネシウム含量の上限は５．０重量％であることが好ましく、４．０重量％であることがより好ましく、３．０重量％であることがさらに好ましい。
【００２４】
Ａｌは、Ｍｇ酸化物ドロスを抑制する役割をする。もし、その含量が低すぎる場合はめっき浴中のＭｇ酸化防止効果が微小である。したがって、アルミニウム含量の下限は０．１重量％であることが好ましく、１．５重量％であることがより好ましい。但し、その含量が多すぎる場合は、めっき浴の温度を高めなければならないという問題がある。めっき浴の温度が高いと、めっき設備の浸食などをもたらす。したがって、アルミニウム含量の上限は７．５重量％であることが好ましく、７．２重量％であることがより好ましい。
【００２５】
一例によれば、亜鉛系めっき層が合金化して形成された合金化亜鉛系めっき層のＦｅ合金化度は３０〜８５％であることが好ましく、４５〜７８％であることがより好ましく、５０〜７５％であることがさらに好ましい。Ｆｅ合金化度が上記の範囲を満たす場合、熱間プレスにおいて表面亀裂を効果的に防止することができ、犠牲防食による耐食特性に優れるという利点がある。もし、Ｆｅ合金化度が３０％未満の場合は、めっき層内における一部Ｚｎの濃化した領域が液相として存在し、加工において液相脆化割れをもたらす可能性がある。一方、Ｆｅ合金化度が８５％を超える場合は、耐食性が低下する恐れがある。
【００２６】
本発明の熱間プレス成形品は、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の７０重量％以上が合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化していることを特徴とする。
【００２７】
上記のようにＳｂ、Ｓｎ及びＢｉが合金化亜鉛系めっき層の表面に多量に濃化している場合、酸素がめっき層の表面から浸透して粒界偏析を起こすよりも先にＳｂ、Ｓｎ及びＢｉがめっき層の表面に位置することにより、内部酸化物の形成を抑制し、めっき層で粒界クラックが発生することを防止し、これにより、素地部材への微細クラックの伝播を遮断することができる。さらに、微細クラックは金型とめっき層との摩擦が大きい部位で主に発生するが、表面に濃化したＳｂ、Ｓｎ及びＢｉの酸化物は金型とめっき層との間の摩擦係数を減らし、微細クラックの発生自体を減少させて熱間プレス成形品の耐久性をより向上させることができる。
【００２８】
一方、本発明では合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化したＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の含量を測定する具体的な方法については特に限定しないが、例えば、次のような方法を利用することができる。即ち、熱間プレス成形品を垂直に切断し、グロー放電分光分析器（ＧＤＳ）を利用してめっき層の断面でのＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の分布を測定した後、めっき層の表面からの深さに対するＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の含量に関するグラフでその面積を積分することにより、合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化したＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の含量を測定することができる。
【００２９】
以上で説明した本発明の熱間プレス成形品は多様な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、その一実施形態として次のような方法により製造されることができる。
【００３０】
以下、本発明の他の実施形態による耐久性に優れた熱間プレス成形品の製造方法について詳細に説明する。
【００３１】
まず、前述した合金組成を有する亜鉛系めっき鋼板を用意する。本発明では亜鉛系めっき鋼板を用意する具体的な方法については特に限定せず、通常の溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法により製造することができ、例えば、上述の組成を有する亜鉛系めっき浴に素地鋼板を浸漬した後、それを冷却することにより亜鉛系めっき鋼板を用意することができる。
【００３２】
但し、本発明において目的とする効果をより大きくするためには、亜鉛系めっき浴に素地鋼板を浸漬する前に、予め亜鉛系めっき浴中に不活性ガスを供給し、バブリングを行うことが好ましい。この際、不活性ガスは窒素（Ｎ２）、アルゴン（Ａｒ）及びヘリウム（Ｈｅ）からなる群から選択された１種又は２種以上であってもよい。
【００３３】
このようにめっきを行うに先立ち、亜鉛系めっき浴中にバブリングを行う場合、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを亜鉛系めっき浴中により均一に分布させるのに役立つのみならず、後述するめっき作業によって得られる亜鉛系めっき層内にＳｂ、Ｓｎ及びＢｉをより均一に分布させるのにも役立ち、結果として得られる熱間プレス成形品の合金化亜鉛系めっき層の表面にＳｂ、Ｓｎ及びＢｉを濃化させるのにも役立つ。これは熱間プレス成形のための加熱前のめっき層内のＳｂ、Ｓｎ及びＢｉの分布が均一であるほどＳｂ、Ｓｎ及びＢｉの表面濃化が容易であるためである。
【００３４】
一方、上記のような効果を得るためには、不活性ガスの供給は１時間以上維持されることが好ましく、３時間以上維持されることがより好ましい。一方、不活性ガスの供給時間が増加するほどめっき浴中の成分を均一に分布させるのに有利であるため、その上限については特に限定しない。
【００３５】
次に、めっきされた亜鉛系めっき鋼板を成形品に加工するために１次加熱する。本段階は、めっき層の亜鉛が大気中で酸化する前に素地鉄と合金化することにより融点を高め、その後に加熱される工程でめっき層の亜鉛含量を十分に付与するために行われる段階である。
【００３６】
１次加熱の平均加熱速度は３．５〜４．２℃／ｓｅｃであることが好ましい。もし、３．５℃／ｓｅｃ未満の場合は、上昇時間が長くなり、合金化による融点上昇効果が遅延し、亜鉛の過度な酸化が起こる恐れがある。これに対し、４．２℃／ｓｅｃを超える場合は、素材の合金化よりも表面の亜鉛が先に溶融し、めっき層の表面酸化が著しくなる恐れがある。
【００３７】
１次加熱の１次加熱終了温度は６４０〜６８０℃であることが好ましい。もし、６５０℃未満の場合は、低温によってめっき層内の拡散係数が低く、めっき層の均一な合金化がなされない恐れがある。これに対し、６８０℃を超える場合は、亜鉛Ｄｅｌｔａ相の融点を超えてめっき層が液相化し、亜鉛が気化してめっき層の損失をもたらす可能性がある。
【００３８】
次に、１次加熱された亜鉛系めっき鋼板を２次加熱する。本段階は十分にＤｅｌｔａ相に変化しためっき層を安定的にＦｅ−ａｌｐｈａ相に変化させながら添加した内部酸化抑制物質が粒界に先に偏析し、酸素による粒界酸化を防止し、微細クラックを抑制するために行われる段階である。
【００３９】
２次加熱の平均加熱速度は１．１〜１．６℃／ｓｅｃであることが好ましい。もし、１．１℃／ｓｅｃ未満の場合は、Ｆｅ−ａｌｐｈａ相への合金化時間が長くなり、粒界偏析元素よりも酸素による粒界酸化の恐れがある。これに対し、１．６℃／ｓｅｃを超える場合は、高温のめっき層の表面で部分的なめっき層液化が発生し、不均一な表面による品質低下の恐れがある。
【００４０】
２次加熱の２次加熱終了温度は９００〜９３０℃であることが好ましい。もし、９００℃未満の場合は、素材の十分なオーステナイト変態が行われず、最終製品の強度の確保に困難があり、９３０℃を超える場合は、めっき層がすべて液相化し、添加した粒界酸化元素による微細クラック抑制効果が低下することがある。
【００４１】
次に、２次加熱された亜鉛系めっき鋼板を２次加熱終了温度で１〜５分間恒温維持する。もし、維持時間が１分未満の場合は、総加熱時間の不足によって素材のオーステナイト変態の十分な時間の確保が困難になる恐れがある。これに対し、５分を超える場合は、めっき層の過度な合金化の発生によってめっき層内の亜鉛含量の低下による耐食性の低下をもたらすことがある。
【００４２】
次に、２次加熱された亜鉛系めっき鋼板を金型によって成形するとともに急冷する。この際、金型による成形及び急冷は通常の熱間プレス成形方法によれば十分であるため、本発明ではこれを特に限定しない。
【実施例】
【００４３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。しかし、下記の実施例は本発明の実施を例示するためのものに過ぎず、下記の実施例によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定される。
【００４４】
めっき用試験片として厚さ０．８ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの低炭素冷延鋼板を素地鋼板として用意した後、上記素地鋼板をアセトンに浸漬し超音波洗浄して、表面に存在する圧延油などの異物を除去した。その後、一般溶融めっき現場で鋼板の機械的特性の確保のために行う７５０℃還元雰囲気熱処理を行った後、下記表１の組成を有する亜鉛系めっき浴に浸漬してめっき鋼材を製造した。その後、製造されたそれぞれのめっき鋼材をガスワイピングし、めっき付着量を片面当たり７０ｇ／ｍ２に調節し、１２℃／ｓｅｃの速度で冷却した。
【００４５】
その後、冷却されたそれぞれのめっき鋼材を下記表２の条件で加熱した後、熱間プレス成形して熱間プレス成形品を得た。
【００４６】
その後、それぞれの熱間プレス成形品を垂直に切断し、ＧＤＳ分析によりめっき層内の粒界偏析元素の分布を測定し、その結果を下記表２に共に示した。具体的な測定方法は前述の通りである。
【００４７】
その後、成形時の引っ張りと表面摩擦の最も大きい部位での微細クラックの最大深さを測定し、その結果を下記表２に共に示した。
【００４８】
【表１】
2019508575.tif 000003
【００４９】
【表２】
2019508575.tif 000004
【００５０】
表２を参照すると、本発明の条件をすべて満たす発明例１から１０の場合、微細クラックの最大深さが１０μｍ以下に抑制されたことが確認できる。
【００５１】
一方、図１は比較例１の微細クラックを観察して示したものであり、図２は発明例１の微細クラックを観察して示したものであり、図３は発明例３の微細クラックを観察して示したものであり、図４は比較例４の微細クラックを観察して示したものであり、図５は発明例５の微細クラックを観察して示したものである。図１から図５を参照すると、発明例の場合、めっき層内の微細クラックが素地鋼板に伝播することを効果的に遮断することが確認できる。
【００５２】
一方、図６の（ａ）は発明例１のめっき層の深さによるＡｌ、Ｍｇ及びＳｎの含量を分析したＧＤＳデータであり、図６の（ｂ）は発明例３のめっき層の深さによるＡｌ、Ｍｇ及びＳｎの含量を分析したＧＤＳデータであり、図６の（ｃ）は発明例５のめっき層の深さによるＡｌ、Ｍｇ及びＳｎの含量を分析したＧＤＳデータである。
【図１】
2019508575.tif 000005
【図２】
2019508575.tif 000006
【図３】
2019508575.tif 000007
【図４】
2019508575.tif 000008
【図５】
2019508575.tif 000009
【図６】
2019508575.tif 000010
【手続補正書】
【提出日】平成30年8月15日(2018.8.15)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３７】
１次加熱の１次加熱終了温度は６４０〜６８０℃であることが好ましい。もし、６４０℃未満の場合は、低温によってめっき層内の拡散係数が低く、めっき層の均一な合金化がなされない恐れがある。これに対し、６８０℃を超える場合は、亜鉛Ｄｅｌｔａ相の融点を超えてめっき層が液相化し、亜鉛が気化してめっき層の損失をもたらす可能性がある。
【手続補正２】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板及び前記素地鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層を含む亜鉛系めっき鋼板を熱間プレス成形して製造される熱間プレス成形品であって、
前記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素：合計０．０５〜２．０重量％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含み、
前記Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素の７０重量％以上は、前記亜鉛系めっき層が合金化して形成された前記熱間プレス成形品の合金化亜鉛系めっき層の表面から３μｍ以内の領域に濃化する、熱間プレス成形品。
【請求項２】
前記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．３〜１．５重量％含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
【請求項３】
前記亜鉛系めっき層は重量％で、Ａｌ：０．１〜５．０％及びＭｇ：０．１〜５．０％をさらに含む、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
【請求項４】
前記合金化亜鉛系めっき層のＦｅ合金化度は３０〜８５％である、請求項１に記載の熱間プレス成形品。
【請求項５】
亜鉛系めっき鋼板を用意する段階と、
前記亜鉛系めっき鋼板を３．５〜４．２℃／ｓｅｃの速度で６４０〜６８０℃の温度まで１次加熱する段階と、
前記１次加熱された亜鉛系めっき鋼板を１．１〜１．６℃／ｓｅｃの速度で９００〜９３０℃の温度まで２次加熱する段階と、
前記２次加熱された亜鉛系めっき鋼板を１〜５分間恒温維持する段階と、
前記恒温維持された亜鉛系めっき鋼板を金型によって成形するとともに急冷する段階と、
を含み、
前記亜鉛系めっき鋼板は素地鋼板、及び前記素地鋼板の表面に形成され、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．０５〜２．０重量％含む亜鉛系めっき層を含む、熱間プレス成形品の製造方法。
【請求項６】
前記亜鉛系めっき層はＳｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択された１種以上の元素を合計で０．３〜１．５重量％含む、請求項５に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
【請求項７】
前記亜鉛系めっき層は重量％で、Ａｌ：０．１〜５．０％及びＭｇ：０．１〜５．０％をさらに含む、請求項５に記載の熱間プレス成形品の製造方法。
【国際調査報告】
2019508575.tif 000011
2019508575.tif 000012
2019508575.tif 000013
2019508575.tif 000014