(57)【要約】【課題】引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上の引張特性を有する第一の領域と、引張強さTS：780MPa以上でかつ均一伸びuEl：15.0％以上の引張特性を有する第二の領域と、を有するホットプレス部材を提供する。【解決手段】本発明のホットプレス部材は、所定の（特に0.090％以上0.30％未満の低Ｃ、かつ、3.5％以上11.0％未満の高Mn）成分組成と、体積率で80.0％以上のマルテンサイト相と、体積率で3.0％以上20.0％以下の残留オーステナイト相とを含む組織を有し、転位密度が1.0×1016/m2以上である第一の領域と、体積率で30.0％以上60.0％以下のフェライト相と、体積率で10.0％以上70.0％以下の残留オーステナイト相と、体積率で30.0％以下のマルテンサイト相とを含む組織を有する第二の領域と、を有することを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
Mn：3.5％以上11.0％未満、
Si：0.01〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
体積率で80.0％以上のマルテンサイト相と、体積率で3.0％以上20.0％以下の残留オーステナイト相と、を含む組織と、引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上である引張特性と、を有し、転位密度が1.0×1016/m2以上である第一の領域と、
体積率で30.0％以上60.0％以下のフェライト相と、体積率で10.0％以上70.0％以下の残留オーステナイト相と、体積率で30.0％以下のマルテンサイト相とを含む組織と、引張強さTS：780MPa以上でかつ均一伸びuEl：15.0％以上である引張特性と、を有する第二の領域と、
を有することを特徴とするホットプレス部材。
【請求項２】
前記第二の領域の組織において、フェライト相の平均粒径が10μm以下、第二相の平均粒径が10μm以下であり、第二相中のMn濃度をMns、フェライト相中のMn濃度をMnαとした時、Mns/Mnαが1.5以上である、請求項１に記載のホットプレス部材。
【請求項３】
前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する請求項１または２に記載のホットプレス部材。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
【請求項４】
表面にめっき層を有する請求項１〜３のいずれか一項に記載のホットプレス部材。
【請求項５】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である請求項４に記載のホットプレス部材。
【請求項６】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む請求項５に記載のホットプレス部材。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
Mn：3.5％以上11.0％未満、
Si：0.01〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板をAc1点以上Ac3点以下の第１温度に加熱し、該第１温度で1時間以上48時間以下保持し、その後冷却して、素材鋼板を得る工程と、
前記素材鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の第２温度に加熱する第一の領域と、Ac1点以上（Ac3点−20℃）以下の第３温度に加熱する第二の領域とに分けて、加熱仕分ける加熱工程と、
その後、前記素材鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形および焼入れを同時に施して、ホットプレス部材を得るホットプレス成形工程と、
を有することを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
【請求項８】
前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する請求項７に記載のホットプレス部材の製造方法。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
【請求項９】
前記加熱工程の前に、前記素材鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有する請求項７または８に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項１０】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である請求項９に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項１１】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む請求項１０に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項１２】
前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m2である請求項９〜１１のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、薄鋼板をホットプレスにより成形してなる部材、すなわちホットプレス部材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く要望されている。そのため、自動車車体の軽量化が強く要求されている。そこで、自動車用部材を薄くしても安全性が損なわれないよう、該部材の素材となる鋼板の高強度化が求められている。しかし、一般的に、鋼板の強度が高くなるにつれて成形性が低下するため、高強度鋼板を素材とした部材の製造においては、成形が困難になったり、形状凍結性が悪化するなどの問題が生じていた。
【０００３】
そこで、このような問題に対して、鋼板にホットプレス工法を適用して、高強度自動車用部材を製造する技術が実用化されている。ホットプレス工法では、鋼板はオーステナイト域に加熱された後、プレス機まで搬送され、プレス機内で、金型で所望形状の部材に成形されると同時に急冷される。この金型内での冷却過程（急冷）において、部材の組織はオーステナイト相からマルテンサイト相へと相変態し、これにより、所望形状の高強度部材が得られる。
【０００４】
また、最近では、乗員の安全性を確保するという観点から、自動車用部材の耐衝撃特性の向上が要望されている。この要望を満たすためには、衝突時のエネルギーを吸収する能力（衝撃エネルギー吸収能）を高めるという観点から、自動車用部材の均一伸びを高くすることが効果的である。そのため、高強度でありながら、均一伸びに優れるホットプレス部材が強く要望されている。
【０００５】
このような要望に対し、特許文献１には、熱間プレス成形法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品が提案されている。特許文献１に記載された熱間プレス成形品は、質量％で、C：0.15〜0.35％、Si：0.5〜3％、Mn：0.5〜2％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0002〜0.01％、Ti：（Nの含有量）×4〜0.1％、N：0.001〜0.01％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、マルテンサイト：80〜97％、残留オーステナイト：3〜20％、残部組織：5％以下からなる組織と、を有する。特許文献１に記載された技術によれば、適正量の残留オーステナイトを残存させた金属組織を得ることができ、成形品に内在する延性をより高くした熱間プレス部品が実現できると記載されている。
【０００６】
また、特許文献２には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献２に記載されたホットプレス部材は、質量％で、C：0.20〜0.40％、Si：0.05〜3.0％、Mn：1.0〜4.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005〜0.1％、N：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に占めるフェライト相の面積率が5〜55％で、マルテンサイト相の面積率が45〜95％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が7μm以下であるミクロ組織と、を有するホットプレス部材であり、引張強さTS：1470〜1750MPaの高強度と、全伸びEl：8％以上の高延性を有する。
【０００７】
さらに近年では、異なる機械的特性を有する二つの部位を同一部材内に有するホットプレス部材やその製造方法が開発されつつあり、Bピラー、リアサイドメンバー等の部品性能をさらに高める技術として注目されている。特許文献３には、成分組成が、質量％で、Ｃ：0.1〜0.3％、Si：0.5〜3％、Mn：0.5〜2％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、金属組織が、マルテンサイト：80〜97面積％、残留オーステナイト：3〜20面積％を夫々含み、残部組織：5面積％以下からなる第１の領域と、金属組織が、フェライト:30〜80面積％、ベイニティックフェライト：30面積％未満、マルテンサイト：30％以下、残留オーステナイト3〜20面積％からなる第２の領域とを有する熱間プレス成形品が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開2013-79441号公報
【特許文献２】特開2010-65293号公報
【特許文献３】特開2013-194248号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１，２に記載された技術では、Ｃによるマルテンサイト相の強化により引張強さTS：1500MPa以上の高強度化が達成されたが、衝撃エネルギー吸収能を高めるという観点において、均一伸びが不十分となるという問題があった。
【００１０】
また、特許文献３に記載された技術では、異なる機械的特性を有する二つの部位を形成させるための、ホットプレス時の成形開始温度に対するロバスト性が制約されるという問題があった。
【００１１】
また、ホットプレス部材は、当該部材の作製後に焼付け塗装が施されるのが一般的であり、その焼付け塗装時の熱処理によって、降伏応力YSが増加する。ここで、耐衝撃特性を高めるためには、均一伸びのみならずYSが高いことも重要であるから、焼付け塗装時の熱処理によって、なるべく大きくYSが増加するような、熱処理硬化性に優れるホットプレス部材が求められている。しかしながら、特許文献１，２,および３に記載された技術は、このような熱処理硬化性を何ら考慮していない。
【００１２】
そこで本発明は、上記課題に鑑み、引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上の引張特性と、熱処理（焼付け塗装）を施した際に降伏応力YSが150MPa以上増加する優れた熱処理硬化性とを有する第一の領域と、引張強さTS：780MPa以上でかつ均一伸びuEl：15.0％以上の引張特性を有する第二の領域と、を有するホットプレス部材を提供すること、さらには、上記特性を有するホットプレス部材をホットプレス時の成形開始温度に対するロバスト性が高い条件で製造することが可能なホットプレス部材の製造方法を提供することを目的とする。本明細書において、「熱処理硬化性に優れる」とは、ホットプレス部材を熱処理する際、熱処理後の降伏応力YSと熱処理前の降伏応力YSの差（以下、「ΔYS」と称する。）が150MPa以上である特性をさす。なお、マルテンサイト相には可動転位が多く生成するため、YSが低い性質を有する。よって、マルテンサイトを主相とする第一の領域のYSを増加させることは、上記課題を解決するに大変有効であると考えられる。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記した目的を達成するため、本発明者らは、引張強さTS：1500MPa以上の高強度の第一の領域と、引張強さTS：780MPa以上の強度の第二の領域とを有するホットプレス部材における、均一伸びuElと第一の領域におけるYSに影響する各種要因について鋭意検討をした結果、以下の知見を得た。
【００１４】
（Ａ）第一の領域の均一伸びuElを6.0％以上、第二の領域の均一伸びuElを15.0％以上と高くするためには、残留オーステナイトを適正量有する組織が必要である。そして、Ｃ：0.30質量％未満で、残留オーステナイトを適正量有する組織を得るには、3.5％以上のMnを含有させる必要がある。また、Mnは、強度増加にも寄与し、Ｃ：0.30％未満でも、さらなる高強度を確保できる。
【００１５】
（Ｂ）上記の3.5％以上のMnを含有する鋼板にホットプレスを施す前に、当該鋼板を予めフェライト−オーステナイト二相温度域に加熱し、該温度域内の所定温度で1時間以上48時間以下保持する熱処理を行って、オーステナイトにMnを濃化させることによって、残留オーステナイトを適正量生成させることができる。
【００１６】
（Ｃ）ホットプレス部材の転位密度とΔYSとに相関がある。そして、ΔYS：150MPa以上を実現するためには、ホットプレス部材の転位密度が1.0×1016/m2以上である必要がある。
【００１７】
（Ｄ）Mn含有量3.5質量％以上の場合、素材鋼板に対するホットプレス成形工程の直前の加熱工程において生成したオーステナイトが、この加熱工程後につづく冷却工程において、空冷以上の冷却速度下で新たにフェライト変態を生じることはない。これは、Mnが冷却工程におけるオーステナイトのフェライト変態を遅延させる効果を有するためである。これによって、所望の特性を有する第一の領域および第二の領域を得るための、成形開始温度に対する制約は無くなり、従来よりもロバスト性が拡大する。
【００１８】
本発明は、上記の知見によって完成されたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
Mn：3.5％以上11.0％未満、
Si：0.01〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
体積率で80.0％以上のマルテンサイト相と、体積率で3.0％以上20.0％以下の残留オーステナイト相とを含む組織と、引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上である引張特性と、を有し、転位密度が1.0×1016/m2以上である第一の領域と、
体積率で30.0％以上60.0％以下のフェライト相と、体積率で10.0％以上70.0％以下の残留オーステナイト相と、体積率で30.0％以下のマルテンサイト相とを含む組織と、引張強さTS：780MPa以上でかつ均一伸びuEl：15.0％以上である引張特性と、を有する第二の領域と、
を有することを特徴とするホットプレス部材。
【００１９】
（２）前記第二の領域の組織において、フェライト相の平均粒径が10μm以下、第二相の平均粒径が10μm以下であり、第二相中のMn濃度をMns、フェライト相中のMn濃度をMnαとした時、Mns/Mnαが1.5以上である、上記（１）に記載のホットプレス部材。
【００２０】
（３）前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する上記（１）または（２）に記載のホットプレス部材。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
【００２１】
（４）表面にめっき層を有する上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のホットプレス部材。
【００２２】
（５）前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である上記（４）に記載のホットプレス部材。
【００２３】
（６）前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む上記（５）に記載のホットプレス部材。
【００２４】
（７）質量％で、
Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
Mn：3.5％以上11.0％未満、
Si：0.01〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板をAc1点以上Ac3点以下の第１温度に加熱し、該第１温度で1時間以上48時間以下保持し、その後冷却して、素材鋼板を得る工程と、
前記素材鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の第２温度に加熱する第一の領域と、Ac1点以上（Ac3点−20℃）以下の第３温度に加熱する第二の領域とに分けて、加熱仕分ける加熱工程と、
その後、前記素材鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形および焼入れを同時に施して、ホットプレス部材を得るホットプレス成形工程と、
を有することを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
【００２５】
（８）前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する上記（７）に記載のホットプレス部材の製造方法。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
【００２６】
（９）前記加熱工程の前に、前記素材鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有する上記（７）または（８）に記載のホットプレス部材の製造方法。
【００２７】
（１０）前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である上記（９）に記載のホットプレス部材の製造方法。
【００２８】
（１１）前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む上記（１０）に記載のホットプレス部材の製造方法。
【００２９】
（１２）前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m2である上記（９）〜（１１）のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
【発明の効果】
【００３０】
本発明のホットプレス部材は、引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸びuEl：6.0％以上の引張特性と、熱処理（焼付け塗装）を施した際に降伏応力YSが150MPa以上増加する優れた熱処理硬化性とを有する第一の領域と、引張強さTS：780MPa以上でかつ均一伸びuEl：15.0％以上の引張特性を有する第二の領域と、を有する。また、本発明のホットプレス部材の製造方法によれば、上記特性を有するホットプレス部材をホットプレス時の成形開始温度に対するロバスト性が高い条件で製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
本発明の一実施形態によるホットプレス部材は、引張強さTS：1500MPa以上、好ましくは2300MPa未満で、かつ均一伸びuEl：6.0％以上、実質的には20％以下の引張特性を有する第一の領域と、引張強さTS：780MPa以上、好ましくは1320MPa未満で、かつ均一伸びuEl：15.0％以上、実質的には40％以下の引張特性を有する第二の領域と、を有する。第一の領域（高強度・高延性部位）は、衝突時にある程度の衝突エネルギー吸収能を有しつつも変形は許容しないという耐衝突特性部位であり、第二の領域（低強度・超高延性部位）は、衝突時には変形を許容するが非常に高い衝突エネルギー吸収能を有するというエネルギー吸収部位である。このように、同一のホットプレス部材の中に、特性の異なる二つの領域を有することによって、該ホットプレス部材を自動車のインパクトビーム、センターピラー、バンパー等のような、高い衝突エネルギー吸収能を必要とする構造部材に好適に使用できる。
【００３２】
ホットプレス部材中の第一の領域および第二の領域の位置関係は特に限定されず、当該部材の用途に応じて決定すればよい。例えば、部材をセンターピラーに用いる場合、上部を第一の領域、下部を第二の領域として用いることが例示できる。
【００３３】
（成分組成）
本発明の一実施形態によるホットプレス部材の成分組成について説明する。以下、特に断わらないかぎり、「質量％」は単に「％」と記す。
【００３４】
Ｃ：0.090％以上0.30％未満
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素である。また、ホットプレス部材に対する熱処理で、固溶Ｃの転位固着により降伏応力が高まる。このような効果を得て、引張強さTS：1500MPa以上を確保するためには、Ｃ含有量は0.090％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.30％以上の場合、Ｃによる固溶強化量が大きくなるため、ホットプレス部材の引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。
【００３５】
Mn：3.5％以上11.0％未満
Mnは、鋼の強度を増加させるとともに、オーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定性を向上させる元素であり、本発明で最も重要な元素である。このような効果を得て、第一の領域において引張強さTS：1500MPa以上と、均一伸びuEl：6.0％以上を確保するためには、Mn含有量は3.5％以上とする。一方、Mn含有量が11.0％以上の場合、Mnによる固溶強化量が大きくなり、ホットプレス部材の引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。
【００３６】
上記したC含有量とMn含有量の範囲内であれば、第一の領域において引張強さTS：1500MPa以上、好ましくは2300MPa未満の範囲内で、安定して均一伸びが6.0％以上となる引張特性を有するホットプレス部材を得ることができる。なお、さらに詳しくは、第一の領域において引張強さTS：1500MPa以上1700MPa未満の強度を確保するためには、C：0.090％以上0.12％未満でかつMn：4.5％以上6.5％未満とするか、あるいは、C：0.12％以上0.18％未満でかつMn：3.5％以上5.5％未満とすることが好ましい。また、第一の領域において引張強さTS：1700MPa以上1900MPa未満の強度を確保するためには、C：0.090％以上0.12％未満でかつMn：6.5％以上8.5％未満とするか、あるいは、C：0.12％以上0.18％未満でかつMn：5.5％以上7.5％未満とすることが好ましい。また、第一の領域において引張強さTS：1800MPa以上1980MPa未満の強度を確保するためには、C：0.18％以上0.30％未満でかつMn：3.5％以上4.5％未満とすることが好ましい。また、第一の領域において引張強さTS：2000MPa以上2300MPa未満の強度を確保するには、C：0.090％以上0.12％未満でかつMn：8.5％以上11.0％未満とするか、あるいは、C：0.12％以上0.18％未満でかつMn：7.5％以上11.0％未満とするか、あるいはC：0.18％以上0.30％未満でかつMn：4.5％以上6.5％未満とすることが好ましい。
【００３７】
第二の領域においても、ＣおよびMnは該領域の機械的特性に影響を及ぼすものの、上述のＣ：0.090％以上0.30%未満、Mn：3.5%以上11.0%未満の範囲では、後述のMn濃化熱処理や、ホットプレス工程の直前の加熱工程を経ることによって、所望とする引張強度TS：780MPa以上で均一伸びuEl：15.0%以上の特性は確保される。つまり、第二の領域での機械的特性は、後述のMn濃化熱処理の加熱温度T1、または、ホットプレス工程の直前の加熱温度T3の影響を強く受ける。
【００３８】
Si：0.01〜2.5％
Siは、固溶強化により、鋼の強度を増加させる元素であり、このような効果を得るためには、Si含有量は0.01％以上とする。一方、Si含有量が2.5％を超える場合、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥が著しく発生するとともに、圧延荷重が増大する。よって、Si含有量は0.01％以上2.5％以下とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.02％以上1.5％以下である。
【００３９】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼中では不可避的不純物として存在し、結晶粒界等に偏析して、部材の靭性を低下させるなどの悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。よって、Ｐ含有量は0.05％以下とし、より好ましくは0.02％以下とする。また、過度の脱Ｐ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。
【００４０】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、不可避的に含有され、鋼中では硫化物系介在物として存在し、ホットプレス部材の延性、靭性等を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Ｓ含有量は0.05％以下とし、より好ましくは0.005％以下とする。また、過度の脱Ｓ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。
【００４１】
Al：0.005〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を発現させるためには、Al含有量は0.005％以上とする。一方、Al含有量が0.1％を超える場合、窒素と結合し多量の窒化物が生成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。このため、Al含有量は0.005％以上0.1％以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは0.02％以上0.05％以下である。
【００４２】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、通常は、鋼中に不可避的に含有されるが、Ｎ含有量が0.01％を超える場合、熱間圧延やホットプレスの加熱時にAlN等の窒化物が形成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。このため、Ｎ含有量は0.01％以下とする。なお、Ｎ含有量は、より好ましくは0.0030％以上0.0050％以下である。また、とくに調整せず、不可避的に含有される場合には、Ｎ含有量は0.0025％未満程度である。また、精錬コストが増加するため、Ｎ含有量は0.0025％以上とすることが望ましい。
【００４３】
また、上記した基本の組成に加えてさらに、以下の任意成分を含有する成分組成としてもよい。
【００４４】
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％、Mo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Cu、Cr、Moはいずれも、鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るためには、各元素の含有量を0.01％以上とする。一方、材料コストを高騰させない観点から、Ni、Cu、Cr含有量は5.0％以下、Mo含有量は3.0％以下とする。各元素の好ましい含有量は、0.01％以上1.0％以下である。
【００４５】
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％、Ｗ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｖ、Ｗはいずれも、析出強化によって鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化によって靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。
【００４６】
Tiは、強度増加、靭性向上の効果に加え、Ｂよりも優先して窒化物を形成し、固溶Ｂによる焼入れ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ti含有量は0.005％以上とする。一方、Ti含有量が3.0％を超える場合、熱間圧延時に圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下する。よって、Tiを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上1.0％以下とする。
【００４７】
Nbによって上記効果を得るためには、Nb含有量は0.005％以上とする。一方、Nb含有量が3.0％を超える場合は、炭窒化物量が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下する。よって、Nbを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上0.05％とする。
【００４８】
Ｖは、強度増加、靭性向上の効果に加え、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとして耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は0.005％以上とする。一方、Ｖ含有量が3.0％を超える場合、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が低下する。よって、Ｖを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上2.0％以下とする。
【００４９】
Ｗは、強度増加、靭性向上の効果に加え、耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は0.005％以上とする。一方、Ｗ含有量が3.0％を超える場合、延性が低下する。よって、Ｗを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とし、好ましくは0.01％以上2.0％以下とする。
【００５０】
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％、Mg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
REM、Ca、Mgは、いずれも介在物の形態制御によって、延性や耐水素脆性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。この効果を得るためには、各元素の含有量は0.0005％以上とする。一方、熱間加工性を低下させない観点から、REM含有量、Ca含有量はともに0.01％以下とする。また、粗大な酸化物や硫化物の生成により延性を低下させない観点から、Mg含有量は0.01％以下とする。各元素の好ましい含有量は、0.0006〜0.01％である。
【００５１】
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Sbは、鋼板の加熱、冷却に際し、鋼板表層における脱炭層の形成を抑制するため、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには、Sb含有量は0.002％以上とする。一方、Sb含有量が0.03％を超える場合、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。このため、Sbを含有する場合、その含有量は0.002％以上0.03％以下とし、好ましくは0.002％以上0.02％以下とする。
【００５２】
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
Ｂは、ホットプレス時の焼入れ性向上やホットプレス後の靭性向上に寄与するため、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は0.0005％以上とする。一方、Ｂ含有量が0.05％を超える場合、熱間圧延時の圧延荷重の増加や、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れが生じる場合がある。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0005％以上0.05％以下とし、好ましくは0.0005％以上0.01％以下とする。
【００５３】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ（酸素）：0.0100％以下が許容できる。
【００５４】
（組織）
本発明の一実施形態によるホットプレス部材の組織について説明する。
【００５５】
第一の領域においてマルテンサイト相：体積率で80.0％以上
第一の領域において引張強さTS：1500MPa以上を確保するためには、体積率で80.0％以上のマルテンサイト相を主相とする必要がある。なお、マルテンサイト相は、所望量の残留オーステナイト相を含有するために、多くても97％以下とすることが好ましい。
【００５６】
第一の領域において残留オーステナイト相：体積率で3.0〜20.0％
残留オーステナイト相は、変形時のTRIP効果（変態誘起塑性）により均一伸びを高める、本発明で最も重要な組織である。本実施形態では、第一の領域において均一伸びuEl：6.0％以上を実現するために、体積率で3.0％以上の残留オーステナイト相を含有させる。一方、残留オーステナイト相の体積率が20.0％を超えると、TRIP効果を発現した後に変態した硬質なマルテンサイト相が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、残留オーステナイト相の体積率は、3.0％以上30.0％以下とし、好ましくは5.0〜18.0％とする。
【００５７】
なお、第一の領域においてマルテンサイト相と残留オーステナイト相以外の残部は、合計で体積率で10％以下（0％を含む）の、ベイナイト相、フェライト相、セメンタイト、パーライトが許容できる。
【００５８】
第二の領域においてフェライト相：体積率で30.0％以上60.0％以下
フェライト相は軟質であり、ホットプレス部材の延性を高める働きがある。フェライト相の体積率が30.0％未満であると、均一伸びが15.0％以上を確保できない。一方、フェライト相の体積率が60.0％を超えると、引張強度TSを780MPa以上とすることができない。よって、フェライト相の体積率は、30.0％以上60.0％以下とし、好ましくは35.0％以上55.0％以下とする。
【００５９】
第二の領域において残留オーステナイト相：体積率で10.0％以上70.0％以下
残留オーステナイト相は、変形時のTRIP効果（変態誘起塑性）により均一伸びを高める、第二の領域においても最も重要な組織である。残留オーステナイトの体積率が10.0％未満であると、15.0％以上の均一伸びuElを確保することができない。一方、残留オーステナイト相の体積率が70.0％を超えると、TRIP効果を発現した後に変態した硬質なマルテンサイト相が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、残留オーステナイト相の体積率は10.0％以上70.0％以下とし、好ましくは15.0％以上65.0％以下とする
【００６０】
第二の領域においてマルテンサイト相：体積率で30.0％以下
マルテンサイト相は硬質であり、強度を高める働きがある。引張強度TSを780MPa以上とする観点から、体積率で30.0％以下（0％含む）のマルテンサイト相を含有させる。しかし、マルテンサイトの体積率が30.0％を超えると、均一伸びuEl：15.0％以上が確保されない。よって、マルテンサイト相の体積率は30.0％以下（0%を含む）とする。
【００６１】
なお、第二の領域においてフェライト相、残留オーステナイト相、およびマルテンサイト相以外の残部は、合計で体積率で10％以下（0％を含む）の、ベイナイト相、セメンタイト、パーライトが許容できる。
【００６２】
なお、第一および第二の領域に共通して、上記適正量の残留オーステナイト相を生成するには、適量のMnを含有する鋼板を用いること、該鋼板にホットプレス前に所定の熱処理を施して、Mnをオーステナイト中に濃化させこと、さらにはホットプレス時の加熱工程を適正化することが重要となる。
【００６３】
なお、本発明において、各相の体積率の決定は、次のようにして行うものとする。
【００６４】
まず、残留オーステナイトの体積率は、以下の方法で求める。ホットプレス部材の第一の領域または第二の領域から、Ｘ線回折用試験片を切り出し、肉厚1/4面が測定面となるように機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト（γ）の｛200｝面、｛220｝面、｛311｝面のピークの積分強度と、フェライト（α）の｛200｝面、｛211｝面のピークの積分強度を測定する。α｛200｝-γ｛200｝、α｛200｝-γ｛220｝、α｛200｝-γ｛311｝、α｛211｝-γ｛200｝、α｛211｝-γ｛220｝、α｛211｝-γ｛311｝の計６通りについて、積分強度比から求まる残留γ体積率をそれぞれ算出する。これらの平均値を「残留オーステナイト相の体積率」とする。
【００６５】
次に、フェライト相と残部組織の体積率は、以下の方法で求める。ホットプレス部材の第一の領域または第二の領域から、圧延方向に平行で、かつ圧延面に垂直な面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取する。観察面を研磨し、3vol.％ナイタール液で腐食して組織を現出し、板厚1/4となる位置の組織を走査型電子顕微鏡（倍率：1500倍）で観察し、撮像する。得られた組織写真から、画像解析により、組織の同定と、組織分率を求める。比較的平滑な面で黒く観察される相はフェライト相とし、結晶粒界にフィルム状または塊状に白く観察される相はセメンタイトとし、フェライト相とセメンタイトが層状に形成した相をパーライトとし、ラス間に炭化物が生成した相および粒内に炭化物を有しないベイニティックフェライトで構成される相をベイナイト相と同定する。組織写真中の各相の占有面積率を求め、組織が三次元的に均質であるとみなし、面積率を体積率とした。
【００６６】
「マルテンサイト相の体積率」は、上記した残部組織の体積率と残留オーステナイト相の体積率を100％から差引いた値とした。
【００６７】
第二の領域においてフェライト相の平均粒径：10μm以下
第二の領域においてフェライトの結晶粒径の微細化は、TSの向上に寄与する。所望のTSを確保するためには、フェライト相の平均結晶粒径は10μm以下にすることが好ましく、5μm以下がより好ましい。なお、フェライトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には0.2μm程度とすることが好ましい。
【００６８】
第二の領域において、第二相の平均粒径：10μm以下
第二の領域において第二相の粗大化は、延性の低下を招く。よって、第二相の平均粒径は10μm以下であることが好ましく、5μm以下がより好ましい。なお、第二相の平均粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には0.2μm程度とすることが好ましい。なお、第二の領域において「第二相」とは、フェライト以外の残部組織で、主に残留オーステナイトとマルテンサイトであるが、マルテンサイト、パーライトおよびベイナイトも含まれる。
【００６９】
なお、「フェライトの平均結晶粒径」および「第二相の平均粒径」は、以下の方法で求めた。既述の方法で得た第２の領域の組織写真から、既述の方法で組織を同定し、JIS  G  0551(2005)に記載の線分法でフェライトおよび第二相の平均粒径を求めた。
【００７０】
第二の領域においてMns/Mnαが1.5以上
第二相中のMn濃度をMns、フェライト相中のMn濃度をMnαとした時、Mns/Mnαが1.5以上であることが好ましい。第二の領域における第二相は主に残留オーステナイトであり、Mn濃度が高い状態、つまりMnが濃化した状態は残留オーステナイトの安定性が高いことを示す。高い安定性を有する残留オーステナイトは、変形時のTRIP効果（変態誘起歪）が高く、均一伸びを高める。つまり、良好な延性を確保するためには、第二相のMn濃度が高い状態であるMns/Mnαが1.5以上である必要がある。好ましくは1.6以上である。なお、上限値は特に限定されるものではないが、実質的に10.0以下である。
【００７１】
第二相中のMns/Mnαは、以下の方法で求めた。組織観察用試験片を採取後、観察面を研磨し、3vol.％ナイタール液で腐食して組織を現出し、板厚1/4となる位置の組織をEPMA（Electron Probe Micro Analyzer；電子プローブマイクロアナライザ）で観察し、フェライトおよび第二相のそれぞれ、30粒子についてMnの定量分析を行った。Mnの定量分析結果について、フェライトの平均値をMnα、第二相の平均値をMnsとし、第二相の平均値Mnsをフェライトの平均値Mnαで除した値をMns/Mnαとした。
【００７２】
（転位密度）
第一の領域において転位密度：1.0×1016/m2以上
ホットプレス部材の転位密度は、ΔYSに影響する本発明において最も重要な指標である。ホットプレス部材に熱処理（焼付け塗装）を施した際に、可動転位に固溶Ｃが固着して、降伏応力YSが上昇するものと考えられる。ΔYS：150MPa以上を実現するためには、ホットプレス部材の転位密度が1.0×1016/m2以上である必要がある。転位密度の上限は実質的に5.0×1016/m2である。ホットプレス部材の転位密度は、好ましくは1.2×1016/m2以上4.5×1016/m2以下である。特に、第一の領域におけるマルテンサイトは、可動転位が生成するために、一般的にYSが低い。よって、第一の領域のYSを向上させることは、部品特性の効果として有効に働くと考えられる。
【００７３】
本発明において、転位密度は以下の方法で求める。ホットプレス部材の第一の領域からＸ線回折用試験片を切り出し、肉厚1/4面が測定面となるように機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα1線を使用し、α｛110｝、α｛211｝、α｛220｝のピークの半値幅を実測する。ひずみのない標準試験片(Si)を使用し、実測したα｛110｝、α｛211｝、α｛220｝のピークの半値幅を真の半値幅へと補正したのち、Willaimson-Hall法に基づき、ひずみ（ε）を求める。転位密度（ρ）は、ひずみ（ε）とバーガースベクトル（b=0.286nm）を用いて、次式で求められる。
ρ=14.4×ε2/b2
【００７４】
（めっき層）
本発明の一実施形態によるホットプレス部材は、めっき層を有することが好ましい。
【００７５】
ホットプレス部材の素材として使用する鋼板がめっき鋼板である場合には、得られたホットプレス部材の表層にめっき層が残存することになる。この場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制される。そのため、表面のスケール剥離を行うことなくホットプレス部材を使用に供することができ、生産性が向上する。
【００７６】
めっき層は、Zn系めっき層またはAl系めっき層とすることが好ましい。耐食性が必要とされる場合は、Al系めっき層よりもZn系めっき層が優れている。これは、亜鉛の犠牲防食作用により、地鉄の腐食速度を低下することができるためである。また、めっき鋼板をホットプレスする場合、ホットプレス工程における加熱初期に酸化亜鉛膜が形成され、その後のホットプレス部材の処理においてZnの蒸発を防止できる。
【００７７】
なお、Zn系めっきとしては、一般的な溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）、Zn−Ni系めっきなどが例示できるが、なかでも、Zn−Ni系めっきが好ましい。Zn−Ni系めっき層は、ホットプレス加熱時のスケール生成を顕著に抑制することに加えて、液体金属脆化割れをも防ぐことができる。この効果を得る観点から、Zn−Ni系めっき層は10〜25質量％のNiを含むことが好ましい。Niが25％を超えて含有されても、この効果は飽和する。
【００７８】
Al系めっき層としては、Al−10質量％Siめっきが例示できる。
【００７９】
（製造方法）
本発明の一実施形態におけるホットプレス部材の製造方法を説明する。まず、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る。その後、この熱延鋼板に後述する所定の熱処理（Mn濃化熱処理）を施して、第１素材鋼板を得る。その後、任意に、前記第１素材鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、引き続き、この冷延鋼板に所定の焼鈍を行って、第２素材鋼板を得る。
【００８０】
このようにして得た第１素材鋼板または第２素材鋼板に対して、所定の加熱工程とホットプレス成形工程を行って、ホットプレス部材を得る。以下、各工程を詳細に説明する。
【００８１】
＜鋼板を得る工程＞
鋼板を得る工程は特に限定されず、定法に従えばよい。上記の成分組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、マクロ偏析を防止するために連続鋳造法でスラブとすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、あるいは薄スラブ連鋳法を用いてもよい。
【００８２】
得られたスラブは、一旦、室温まで冷却されたのち、再加熱のため加熱炉に装入される。ただし、スラブを室温まで冷却することなく、温片のまま加熱炉に装入するプロセスや、スラブを短時間保熱した後、ただちに熱間圧延するプロセスなどの省エネルギープロセスも適用できる。
【００８３】
得られたスラブは、所定の加熱温度に加熱されたのち、熱間圧延されて、熱延鋼板とされる。加熱温度としては、1000〜1300℃が例示できる。加熱されたスラブは、通常、仕上げ圧延入側温度が1100℃以下で、仕上げ圧延出側温度が800〜950℃の条件で熱間圧延され、平均冷却速度：5℃/s以上の条件で冷却され、300〜750℃の巻取り温度でコイル状に巻き取られ、熱延鋼板とされる。
【００８４】
その後、熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板とすることが好ましい。冷延鋼板は、薄肉化しやすく、板厚精度が良いからである。冷間圧延時の圧下率は、その後の焼鈍やホットプレス直前の加熱工程を行う際の異常粒成長を防止するために、30％以上とすることが好ましく、より好ましくは50％以上とする。また、圧延負荷が増し、生産性が低下するため、圧下率は85％以下にすることが好ましい。圧延負荷が著しく高まる場合には、熱延鋼板を冷間圧延前に軟化焼鈍してもよい。軟化焼鈍は、バッチ焼鈍炉や連続焼鈍炉などで行うことが好ましい。
【００８５】
＜Mn濃化熱処理＞
続いて、熱延鋼板または好ましくは冷延鋼板をAc1点以上Ac3点以下の第１温度に加熱し、該第１温度で1時間以上48時間以下保持し、その後冷却して、素材鋼板を得る。この処理は、オーステナイトにMnを濃化させるものであり、第一の領域において残留オーステナイトを適正量有して均一伸びuEl：6.0％以上を実現し、かつ、転位密度が1.0×1016/m2以上としてΔYS：150MPa以上を実現するホットプレス部材を製造するために最も重要なプロセスとなる。
【００８６】
加熱温度（第１温度T1）：Ac1点以上Ac3点以下
熱延鋼板または好ましくは冷延鋼板をフェライト−オーステナイト二相温度域に加熱し、オーステナイトにMnを濃化させる。Mnが濃化したオーステナイトでは、マルテンサイト変態終了温度が室温以下となり、残留オーステナイトが生成しやすくなる。加熱温度がAc1点未満では、オーステナイトが生成せず、Mnをオーステナイトへ濃化させることができない。一方、加熱温度がAc3点を超えると、オーステナイト単相温度域となり、オーステナイトへのMn濃化が行われない。また、加熱温度がAc1点未満の場合とAc3点を超える場合のいずれも、ホットプレス部材の第一の領域における転位密度を1.0×1016/m2以上とすることができない。よって、加熱温度はAc1点以上Ac3点以下とし、好ましくは（Ac1点＋20℃）以上（Ac3点−20℃）以下とする。
【００８７】
なお、Ac1点(℃)およびAc3点(℃)は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ac1点(℃)＝751−16C＋11Si−28Mn−5.5Cu−16Ni＋13Cr＋3.4Mo
Ac3点(℃)＝910−203C1/2＋44.7Si−4Mn＋11Cr
ここで、式中のC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Moは、各元素の含有量（質量％）であり、上記元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零として算出する。
【００８８】
加熱保持時間：1時間以上48時間以下
オーステナイトへのMnの濃化は、加熱保持時間の経過に伴い進行する。加熱保持時間が1時間未満では、Mnのオーステナイトへの濃化が不十分で、第一の領域において所望の均一伸びが得られない。また、加熱保持時間が1時間未満の場合、Mn濃化が不十分で、ホットプレス工程でのMs点が低下せず、ホットプレス部材の第一の領域における転位密度を1.0×1016/m2以上とすることができない。一方、加熱保持時間が48時間を超えると、パーライトが生成し、第一の領域において所望の均一伸びが得られない。また、ホットプレス部材の第一の領域における転位密度を1.0×1016/m2以上とすることができない。よって、加熱保持時間は1時間以上48時間以下とし、好ましくは1.5時間以上24時間以下とする。
【００８９】
なお、Ms点(℃)は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ms点（℃）＝539−423C−30.4Mn−17.7Ni−12.1Cr−7.5Mo
ここで、式中のC、Mn、Ni、Cr、Moは、各元素の含有量（質量％）であり、上記元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零として算出する。
【００９０】
加熱保持後の冷却は、特に限定されず、使用する加熱炉等に応じて適宜、放冷（徐冷）、あるいは制御冷却とすることが好ましい。
【００９１】
このMn濃化熱処理は、バッチ焼鈍炉や連続焼鈍炉で行うことが好ましい。バッチ焼鈍炉での処理条件は、上記した条件以外は特に限定されないが、例えば、加熱速度は40℃/hr以上とし、加熱保持後の冷却は、40℃/hr以上とすることが、Mn濃化の観点から好ましい。また、連続焼鈍炉での処理条件についても、上記した以外は特に限定されないが、例えば、上記した加熱保持を行ったのち、熱延鋼板または冷延鋼板を10℃/s以上の平均冷却速度で350〜600℃の温度域の冷却停止温度まで冷却し、引続き、当該温度域で10〜300秒滞留させ、その後、冷却し、巻き取る処理とすることが製造性の観点から好ましい。
【００９２】
このようにして作製された素材鋼板は、ホットプレス用鋼板として使用することができる。
【００９３】
＜めっき工程＞
素材鋼板の表面にめっき層を形成しない場合、ホットプレス工程後に、ホットプレス部材にショットブラストなどのスケール剥離処理を行う必要がある。これに対し、素材鋼板の表面にめっき層を形成する場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制されるため、ホットプレス工程後のスケール剥離処理が不要となり、生産性が向上する。
【００９４】
めっき層の付着量は、片面あたりで10〜90g/m2とすることが好ましく、30〜70g/m2とすることがより好ましい。付着量が10g/m2以上とすれば、加熱時のスケール生成を抑制する効果が十分に得られ、付着量が90g/m2以下であれば、生産性が阻害されないからである。めっき層の成分については既述のとおりである。
【００９５】
＜加熱工程＞
続いて、素材鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の第２温度に加熱する第一の領域と、Ac1点以上（Ac3点−20℃）以下の第３温度に加熱する第二の領域とに分けて、加熱仕分ける加熱工程を行う。
【００９６】
第一の領域の加熱温度（第２温度T2）：Ac3点以上1000℃以下
第一の領域では、素材鋼板をオーステナイト単相域であるAc3点以上に加熱する。加熱温度がAc3点よりも低いと、オーステナイト化が不十分となり、ホットプレス部材の第一の領域に所望のマルテンサイト量を確保できず、所望の引張強さを得られない。また、ホットプレス部材の第一の領域における転位密度を1.0×1016/m2以上とすることができず、ΔYS：150MPa以上を実現できない。一方、加熱温度が1000℃を超えると、オーステナイトに濃化したMnが均一化され、第一の領域に所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られない。また、Mnの均一化により、Ms点を低下させることができなくなり、ホットプレス部材の転位密度を1.0×1016/m2以上とすることができず、ΔYS：150MPa以上を実現できない。よって、加熱温度はAc3点以上1000℃以下とし、好ましくは、（Ac3点＋20℃）以上950℃以下とする。
【００９７】
第二の領域の加熱温度（第３温度T3）：Ac1点以上（Ac3点−20℃）以下
第二の領域の加熱温度が（Ac3点−20℃）を超えると、所望量のフェライト相および残留オーステナイト相が得られず、均一伸びuEl15.0％以上を実現できない。また、第二の領域の加熱温度Ac1点未満の場合、フェライト体積率が上昇し、強度が低下する。よって、第二の領域の加熱温度は、Ac1点以上（Ac3点−20℃）以下とし、好ましくは、（Ac1点＋10℃）以上、（Ac3点−30℃）以下とする。
【００９８】
第二の領域の機械的特性は、当該加熱工程の加熱温度T3と既述のMn濃化熱処理の加熱温度T1によって、次のように整理される。T3がT1超えAc3点−20以下である場合、第二の領域の機械的特性は、T3の影響を強く受ける。T3がT1以下である場合、第二の領域の機械的特性は、T1の影響を強く受ける。これは、Mn濃化熱処理で形成した組織について、T3がT1以下である場合は第二相の体積率に変化は無く、一方で、T3がT1を超えた場合は、第二相の体積率が上昇するためである。
【００９９】
加熱温度（第２温度および第３温度）への昇温速度は、特に限定されないが、1〜400℃/ｓとすることが好ましく、10〜150℃/ｓとすることがより好ましい。昇温速度が1℃/ｓ以上であれば、生産性を損なわず、400℃/ｓ以下であれば、温度制御が不安定となることがない。
【０１００】
保持時間：900秒以下（0秒を含む）
加熱温度（第２温度および第３温度）での保持時間の経過に伴い、濃化されたMnが周囲に拡散し均一化される。そのため、保持時間が900秒を超えると、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られない。また、Mnの均一化により、Ms点を低下させることができなくなり、ホットプレス部材の第一の領域における転位密度を1.0×1016/m2以上とすることができず、ΔYS：150MPa以上を実現できない。よって、保持時間は900秒以下とする。保持時間は0秒、すなわち、第２温度の到達後に、直ちに、加熱を終了してもよい。
【０１０１】
加熱方法は特に限定されず、一般的な加熱方法である、電気炉、ガス炉、赤外線加熱、高周波加熱、直接通電加熱等がいずれも適用できる。また、雰囲気についても特に限定されず、大気中や不活性ガス雰囲気中など、いずれも適用できる。
【０１０２】
第一と第二の領域に加熱仕分ける方法についても特に限定されず、素材鋼板の一部にカバーを覆う方法、ガスなどの冷却媒体を部分的に吹き付ける方法、鋼板の一部を加熱帯から外す方法（例えば、高周波コイルから素材鋼板の一部を外に出す方法や、直接通電加熱の電極のクランプ位置を調整する方法）などがいずれも適用できる。
【０１０３】
＜ホットプレス成形工程＞
ホットプレス成形工程では、加熱工程を経た素材鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形および焼入れを同時に施して、所定形状のホットプレス部材を得る。「ホットプレス成形」は、加熱された薄鋼板を金型でプレス成形すると同時に急冷する工法であり、「熱間成形」、「ホットスタンプ」、「ダイクエンチ」などとも称される。
【０１０４】
プレス機内での成形開始温度は、特に限定されない。Mn含有量3.5質量％以上の場合、素材鋼板に対するホットプレス成形工程の直前の加熱工程において生成したオーステナイトが、この加熱工程後につづく冷却工程において、空冷以上の冷却速度下で新たにフェライト変態を生じることはない。これは、Mnが冷却工程におけるオーステナイトのフェライト変態を遅延させる効果を有するためである。これによって、所望の特性を有する第一の領域および第二の領域を得るための、成形開始温度に対する制約は無くなり、従来よりもロバスト性が拡大する。しかしながら、成形荷重の観点において、例えば、第一の領域のプレス成形開始温度が500℃以上であることが好ましい。なお、成形開始までの素材鋼板の搬送中は、一般的に空冷とする。そのため、成形開始温度の上限は、製造工程上、直前の前記加熱工程での加熱温度である。ガスや液体などの冷媒により冷却速度が速まる環境下で搬送される場合、保熱箱などの保温治具により冷却速度を低減することが好ましい。
【０１０５】
金型内での冷却速度は特に限定されないが、生産性の観点から、200℃までの平均冷却速度を好ましくは20℃/ｓ以上、より好ましくは40℃/ｓ以上とする。
【０１０６】
金型からの取出し時間と、取出し後の冷却速度については、特に限定されない。冷却方法としては、例えば、パンチ金型を下死点にて1〜60秒間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いてホットプレス部材を冷却する。その後に、金型からホットプレス部材を取り出し、冷却する。金型内、また、金型から取り出し後の冷却は、ガスや液体などの冷媒による冷却方法を組み合わせることができ、それによって生産性を向上させることもできる。
【実施例】
【０１０７】
表１および表４に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）を有する溶鋼を小型真空溶解炉で溶製し、スラブとした。スラブを1250℃に加熱し、さらに粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延をして、熱延鋼板を得た。仕上げ圧延入側温度は1100℃で、仕上げ圧延出側温度が850℃の条件とした。熱間圧延終了後の冷却速度は、800〜600℃の平均で15℃/sとし、巻取り温度は650℃とした。得られた熱延鋼板を酸洗し、圧下率54％で冷間圧延して、冷延鋼板（板厚：1.6mm）とした。
【０１０８】
得られた冷延鋼板を表２および表５の加熱温度T1（第１温度）に加熱し、当該温度で表２および表５に示す時間保持し、その後冷却して、素材鋼板を得た。
【０１０９】
表２および表５に示すように、一部の試験例では、素材鋼板にめっき処理を施した。表２および表５中、「GI」は溶融亜鉛めっき層、「GA」は合金化溶融亜鉛めっき層、「Zn-Ni」はZn−12mass％Niめっき層、「Al-Si」はAl−10mass％Siめっき層であり、いずれもめっき層の付着量は片面あたりで60g/m2とした。
【０１１０】
このようにして得られた素材鋼板に、表３および表６に示す条件で加熱工程と、ホットプレス成形工程を施して、ハット形状のホットプレス部材を得た。ホットプレスは、幅：70mm、肩半径R：6mmのパンチ金型と肩半径R：7.6 mmのダイ金型とを使用し、成形深さ：30mmで行った。
【０１１１】
なお、ホットプレス成形工程前の加熱工程は、電気加熱炉を用いて大気中で行い、加熱速度は第一の領域で室温から750℃までの平均で7.5℃/sであった。第二の領域は厚さ10mmの耐熱性カバーで覆った。その結果、第一の領域の加熱温度T2および第二の領域の加熱温度T3は、表３および表６に示すものとなった。また、加熱工程での保持時間も表３および表６に示した。第一の領域における成形開始温度は表３および表６に示した。また、冷却は、パンチ金型を下死点にて15ｓ間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いての挟み込みと、挟み込みから開放したダイ上での空冷との組合せで、150℃以下まで冷却した。成形開始温度から200℃までの平均冷却速度は100℃/sであった。
【０１１２】
得られたホットプレス部材の第一の領域および第二の領域それぞれのハット天板部の位置からJIS 5号引張試験片（平行部：25mm幅、平行部長さ：60mm、GL=50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、引張強さTS、全伸びtEl、および均一伸びuElを求めた。第一の領域については降伏応力YSも求めた。結果を表３および表６に示す。
【０１１３】
また、得られたホットプレス部材における第一の領域におけるマルテンサイト相の体積率、残留オーステナイト相の体積率、および残部組織の体積率、並びに、第二の領域におけるフェライト相の体積率、残留オーステナイト相の体積率、マルテンサイト相の体積率、残部組織の体積率、フェライト相の平均粒径、第二相の平均粒径、およびMns/Mnαを既述の方法で測定し、結果を表３および表６に示す。
【０１１４】
また、得られたホットプレス部材に、170℃で20分間の熱処理（低温熱処理）を施した。これは、通常の自動車部材の製造工程における焼付け塗装条件に相当するものである。この低温熱処理の後において、ハット天板部の第一の領域の位置からJIS 5号引張試験片（平行部：25mm幅、平行部長さ：60mm、GL=50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、降伏応力YS、引張強さTS、全伸びtEl、および均一伸びuElを求めた。結果を表３および表６に示す。
【０１１５】
【表１】
2017078189.tif 000002
【０１１６】
【表２】
2017078189.tif 000003
【０１１７】
【表３】
2017078189.tif 000004
【０１１８】
【表４】
2017078189.tif 000005
【０１１９】
【表５】
2017078189.tif 000006
【０１２０】
【表６】
2017078189.tif 000007
【０１２１】
本発明例はいずれも、第一の領域において引張強さTS：1500MPa以上、均一伸びuEl：6.0％以上、ΔYS：150MPa以上、第二の領域において引張強さTS：780MPa以上、均一伸びuEl：15.0％以上を実現できた。これに対し、比較例はいずれかの特性を満足しなかった。
【産業上の利用可能性】
【０１２２】
本発明のホットプレス部材は、自動車のインパクトビーム、センターピラー、バンパー等のような、高い衝突エネルギー吸収能を必要とする構造部材として好適に使用できる。