WO2017068757A1 - ホットプレス部材およびその製造方法 - Google Patents

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WO2017068757A1
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功一 中川
金子　真次郎
横田　毅
瀬戸　一洋
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%

Definitions

  • the present invention relates to a member formed by hot-pressing a thin steel plate, that is, a hot-pressed member and a manufacturing method thereof.
  • the hot press method the steel sheet is heated to the austenite region, and then conveyed to the press machine.
  • the press machine the steel sheet is formed into a member having a desired shape and rapidly cooled.
  • the cooling process rapid cooling
  • the structure of the member undergoes phase transformation from the austenite phase to the martensite phase, thereby obtaining a high-strength member having a desired shape.
  • Patent Document 1 proposes a hot press-formed product obtained by forming a thin steel plate by a hot press forming method.
  • the hot press-molded product described in Patent Document 1 is in mass%, C: 0.15-0.35%, Si: 0.5-3%, Mn: 0.5-2%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less , Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.01 to 1%, B: 0.0002 to 0.01%, Ti: (N content) x 4 to 0.1%, N: 0.001 to 0.01%, the balance being Fe and inevitable It has a component composition consisting of mechanical impurities and a ratio of martensite: 80 to 97%, retained austenite: 3 to 20%, and remaining structure: 5% or less. According to the technique described in Patent Document 1, it is described that a metal structure in which an appropriate amount of retained austenite is left can be obtained, and a hot-pressed part with higher ductility inherent in a molded product can be realized. Yes.
  • Patent Document 2 proposes a hot press member having excellent ductility.
  • the hot press member described in Patent Document 2 is in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 3.0%, Mn: 1.0 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Al : 0.005 to 0.1%, N: 0.01% or less, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities, the area ratio of the ferrite phase occupying the entire structure is 5 to 55%, and the area ratio of the martensite phase is It is a hot-pressed member that has a microstructure of 45 to 95% and an average grain size of ferrite phase and martensite phase of 7 ⁇ m or less, high tensile strength TS: 1470 to 1750 MPa, and total elongation El: High ductility of 8% or more.
  • the component composition is, by mass, C: 0.1 to 0.3%, Si: 0.5 to 3%, Mn: 0.5 to 2%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Al: 0.01 -0.1%, N: 0.001-0.01%, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and the metal structure contains martensite: 80-97 area% and retained austenite: 3-20 area%
  • the remaining structure the first region consisting of 5 area% or less, and the metal structure is ferrite: 30-80 area%, bainitic ferrite: less than 30 area%, martensite: 30% or less, retained austenite 3-20
  • a hot press-formed product having a second region of area% is described.
  • Patent Document 3 has a problem that the robustness with respect to the molding start temperature at the time of hot pressing is limited in order to form two parts having different mechanical characteristics.
  • the hot press member is generally baked after the member is manufactured, and the yield stress YS is increased by the heat treatment during the baked coating.
  • the yield stress YS is increased by the heat treatment during the baked coating.
  • the techniques described in Patent Documents 1, 2, and 3 do not consider such heat treatment curability at all.
  • the present invention has a tensile strength TS: 1500 MPa or more and a uniform elongation uEl: 6.0% or more, and an excellent yield stress YS increases by 150 MPa or more when heat treatment (baking coating) is performed.
  • Providing a hot press member having a first region having a heat treatment curability and a second region having a tensile strength TS: 780 MPa or more and a uniform elongation uEl: 15.0% or more Furthermore, it aims at providing the manufacturing method of the hot press member which can manufacture the hot press member which has the said characteristic on the conditions where the robustness with respect to the shaping
  • excellent heat treatment curability means that when a hot pressed member is heat treated, the difference between the yield stress YS after heat treatment and the yield stress YS before heat treatment (hereinafter referred to as “ ⁇ YS”) is 150 MPa. These are the characteristics that are above. In the martensite phase, since many mobile dislocations are generated, YS is low. Therefore, increasing YS in the first region with martensite as the main phase is considered to be very effective in solving the above problems.
  • the present inventors have a hot press having a first region having a tensile strength TS of 1500 MPa or higher and a second region having a tensile strength TS of 780 MPa or higher.
  • the steel sheet Before hot-pressing a steel sheet containing 3.5% or more of Mn, the steel sheet is preheated to a ferrite-austenite two-phase temperature range, and at a predetermined temperature within the temperature range for 1 hour to 48 hours.
  • An appropriate amount of retained austenite can be generated by concentrating Mn in the austenite by performing the heat treatment to be held.
  • the summary structure is as follows. (1) In mass%, C: 0.090% or more and less than 0.30%, Mn: 3.5% or more and less than 11.0%, Si: 0.01-2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Al: 0.005-0.1%, N: including 0.01% or less, Component composition of the balance consisting of Fe and inevitable impurities, A structure containing a martensite phase with a volume ratio of 80.0% or more and a retained austenite phase with a volume ratio of 3.0% or more and 20.0% or less, and a tensile strength TS: 1500 MPa or more and uniform elongation uEl: 6.0% or more And a first region having a dislocation density of 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or more, A structure containing a ferrite phase with a volume ratio of 30.0% to 60.0%, a retained austenite phase with a volume ratio of 10.0% to 70.0%, and a marten
  • the average particle size of the ferrite phase is 10 ⁇ m or less
  • the average particle size of the second phase is 10 ⁇ m or less
  • the Mn concentration in the second phase is Mns
  • the Mn in the ferrite phase The hot press member according to (1), wherein Mns / Mn ⁇ is 1.5 or more when the concentration is Mn ⁇ .
  • a steel plate having a component composition consisting of Fe and inevitable impurities is heated to a first temperature not lower than Ac1 point and not higher than Ac3 point, maintained at the first temperature for not less than 1 hour and not more than 48 hours, and then cooled, Obtaining The material steel sheet is divided into a first region for heating to a second temperature of Ac3 point to 1000 ° C and a second region for heating to a third temperature of Ac1 point to (Ac3 point – 20 ° C). Heating process for sorting, Thereafter, the raw steel plate is subjected to press molding and quenching simultaneously using a molding die to obtain a hot press member, and a hot press molding step, The manufacturing method of the hot press member characterized by having.
  • the component composition further comprises 1% by mass or one or more groups selected from the following groups A to E.
  • Group A Ni: 0.01% to 5.0%, Cu: 0.01% to 5.0%, Cr: 0.01% to 5.0%, Mo: 0.01% to 3.0% or more
  • Group D Sb: 0.002 to 0.03%
  • Group E B: 0.0005-0.05%
  • the hot-pressed member of the present invention has a tensile strength of TS: 1500 MPa or more and a uniform elongation uEl: 6.0% or more, and an excellent heat treatment that increases the yield stress YS by 150 MPa or more when subjected to heat treatment (baking coating).
  • a hot press member having the above characteristics can be manufactured under the condition that the robustness with respect to the molding start temperature during hot pressing is high.
  • a hot pressed member has a tensile strength TS: 1500 MPa or more, preferably less than 2300 MPa, and a uniform elongation uEl: 6.0% or more and substantially 20% or less.
  • the first region (high strength / high ductility part) is a collision-resistant characteristic part that has a certain level of impact energy absorption capability at the time of collision but does not allow deformation.
  • the second region (low strength / high ductility)
  • the part is an energy absorbing part that allows deformation at the time of a collision but has a very high collision energy absorbing ability.
  • the hot press member needs high impact energy absorption ability such as automobile impact beam, center pillar, bumper, etc. It can use suitably for the structural member to make.
  • the positional relationship between the first region and the second region in the hot press member is not particularly limited, and may be determined according to the use of the member.
  • the member when the member is used for the center pillar, it can be exemplified that the upper portion is used as the first region and the lower portion is used as the second region.
  • Component composition The component composition of the hot press member according to one embodiment of the present invention will be described. Hereinafter, unless otherwise specified, “mass%” is simply referred to as “%”.
  • C 0.090% or more and less than 0.30% C is an element that increases the strength of steel.
  • the yield stress increases due to the dislocation fixation of the solid solution C in the heat treatment for the hot press member.
  • the C content is set to 0.090% or more.
  • the amount of solid solution strengthening due to C increases, and it becomes difficult to adjust the tensile strength TS of the hot press member to less than 2300 MPa.
  • Mn 3.5% or more and less than 11.0%
  • Mn is an element that increases the strength of steel and concentrates in austenite to improve the stability of austenite, and is the most important element in the present invention.
  • the Mn content is 3.5% or more.
  • the solid solution strengthening amount due to Mn becomes large, and it becomes difficult to adjust the tensile strength TS of the hot press member to less than 2300 MPa.
  • the tensile strength TS in the first region is 1500 MPa or more, preferably within the range of less than 2300 MPa, and the tensile strength is stable and uniform elongation is 6.0% or more.
  • a hot press member having characteristics can be obtained.
  • C 0.090% or more and less than 0.12% and Mn: 6.5% or more and less than 8.5%, or C : 0.12% or more and less than 0.18% and Mn: 5.5% or more and less than 7.5% are preferable.
  • C 0.18% or more and less than 0.30% and Mn: 3.5% or more and less than 4.5%.
  • C 0.090% or more and less than 0.12% and Mn: 8.5% or more and less than 11.0%, or C: It is preferably 0.12% or more and less than 0.18% and Mn: 7.5% or more and less than 11.0%, or C: 0.18% or more and less than 0.30% and Mn: 4.5% or more and less than 6.5%.
  • C and Mn affect the mechanical properties of the region.
  • C 0.090% to less than 0.30% and Mn: 3.5% to less than 11.0%
  • the desired tensile strength TS: 780 MPa or more and uniform elongation uEl: 15.0% or more are ensured. That is, the mechanical characteristics in the second region are strongly influenced by the heating temperature T1 of the Mn concentration heat treatment described later or the heating temperature T3 immediately before the hot pressing step.
  • Si 0.01-2.5%
  • Si is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, the Si content is set to 0.01% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2.5%, surface defects called red scales are remarkably generated during hot rolling, and the rolling load increases. Therefore, Si content shall be 0.01% or more and 2.5% or less.
  • the Si content is preferably 0.02% or more.
  • the Si content is preferably 1.5% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that is unavoidable in steel, segregates at grain boundaries, and has an adverse effect such as lowering the toughness of the member. Up to 0.05% is acceptable. Therefore, the P content is 0.05% or less, more preferably 0.02% or less. Further, excessive P removal treatment leads to an increase in refining costs, so the P content is preferably 0.0005% or more.
  • S 0.05% or less S is inevitably contained, and exists in the steel as sulfide inclusions, and lowers the ductility, toughness, and the like of the hot pressed member. For this reason, it is desirable to reduce S as much as possible, but 0.05% is acceptable. For these reasons, the S content is 0.05% or less, more preferably 0.005% or less. Moreover, since excessive de-S treatment causes an increase in refining costs, the S content is preferably 0.0005% or more.
  • Al 0.005-0.1%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to exhibit such an effect, the Al content is set to 0.005% or more.
  • Al content shall be 0.005% or more and 0.1% or less.
  • the Al content is preferably 0.02% or more.
  • the Al content is preferably 0.05% or less.
  • N 0.01% or less N is usually inevitably contained in steel, but when the N content exceeds 0.01%, a nitride such as AlN is formed during hot rolling or hot press heating, Blanking workability and hardenability of the steel sheet used as a raw material are reduced. For this reason, N content shall be 0.01% or less.
  • the N content is more preferably 0.0030% or more.
  • the N content is more preferably 0.0050% or less.
  • the N content is about 0.0025% or less.
  • the refining cost increases the N content is preferably set to 0.0025% or more.
  • composition may further include the following optional components.
  • Group B Ti: 0.005 to 3.0%, Nb: 0.005 to 3.0%, V: 0.005 to 3.0%, W: 0.005 to 3.0%, one or more selected from Ti, Nb, V, W All are elements that contribute to the increase in strength of steel by precipitation strengthening and contribute to the improvement of toughness by refining crystal grains, and one or more elements can be selected and contained as necessary.
  • TiTi has the effect of increasing the strength and toughness, forming nitrides in preference to B, and improving the hardenability by solid solution B.
  • the Ti content is set to 0.005% or more.
  • the content shall be 0.005% or more and 3.0% or less.
  • it is 0.01% or more.
  • it is 1.0% or less.
  • the Nb content is 0.005% or more.
  • the content shall be 0.005% or more and 3.0% or less.
  • it is 0.01% or more.
  • it is 0.05%.
  • V has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance as a hydrogen trap site by being precipitated as precipitates and crystallized substances in addition to the effects of increasing strength and improving toughness.
  • the V content is set to 0.005% or more.
  • the content shall be 0.005% or more and 3.0% or less.
  • it is 0.01% or more.
  • it is 2.0% or less.
  • W has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance in addition to the effects of increasing strength and improving toughness.
  • the W content is set to 0.005% or more.
  • the content shall be 0.005% or more and 3.0% or less.
  • it is 0.01% or more.
  • it is 2.0% or less.
  • Group C REM: 0.0005-0.01%, Ca: 0.0005-0.01%, Mg: One or more selected from 0.0005-0.01% REM, Ca, and Mg are all controlled by the form control of inclusions It is an element that improves ductility and hydrogen embrittlement resistance, and can be selected as necessary and can contain one or more. In order to obtain this effect, the content of each element is set to 0.0005% or more. On the other hand, from the viewpoint of not deteriorating hot workability, both the REM content and the Ca content are set to 0.01% or less. From the viewpoint of not reducing ductility due to the formation of coarse oxides and sulfides, the Mg content is 0.01% or less. A preferable content of each element is 0.0006 to 0.01%.
  • Sb 0.002-0.03%
  • Sb can be contained as necessary in order to suppress the formation of a decarburized layer in the steel sheet surface layer during heating and cooling of the steel sheet.
  • the Sb content is set to 0.002% or more.
  • the content shall be 0.002% or more and 0.03% or less, preferably 0.002% or more and 0.02% or less.
  • Group E: B: 0.0005-0.05% B contributes to improving the hardenability during hot pressing and toughness after hot pressing, and can be contained as necessary.
  • the B content is set to 0.0005% or more.
  • the content is 0.0005% or more and 0.05% or less, preferably 0.0005% or more and 0.01% or less.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • O oxygen
  • Martensite phase in the first region 80.0% or more by volume ratio
  • TS tensile strength
  • Residual austenite phase in the first region 3.0-20.0% by volume
  • the retained austenite phase is the most important structure in the present invention that enhances uniform elongation by the TRIP effect (transformation-induced plasticity) during deformation.
  • a residual austenite phase having a volume ratio of 3.0% or more is contained.
  • the volume ratio of the retained austenite phase is set to 3.0% or more and 20.0% or less.
  • the volume ratio of the retained austenite phase is preferably 5.0 or more.
  • the volume ratio of the retained austenite phase is preferably 18.0% or less.
  • the remainder other than the martensite phase and the retained austenite phase can accept a bainite phase, a ferrite phase, cementite, and pearlite in a total volume ratio of 10% or less (including 0%).
  • the ferrite phase in the second region 30.0% or more and 60.0% or less by volume ratio
  • the ferrite phase is soft and functions to increase the ductility of the hot pressed member. If the volume fraction of the ferrite phase is less than 30.0%, uniform elongation cannot be secured at 15.0% or more. On the other hand, if the volume fraction of the ferrite phase exceeds 60.0%, the tensile strength TS cannot be increased to 780 MPa or more. Therefore, the volume fraction of the ferrite phase is 30.0% or more and 60.0% or less, preferably 35.0% or more and 55.0% or less.
  • Residual austenite phase in the second region 10.0% or more and 70.0% or less in volume ratio
  • the retained austenite phase is the most important structure in the second region, which increases uniform elongation by the TRIP effect (transformation-induced plasticity) during deformation. is there. If the volume fraction of retained austenite is less than 10.0%, a uniform elongation uEl of 15.0% or more cannot be secured. On the other hand, when the volume ratio of the retained austenite phase exceeds 70.0%, the hard martensite phase transformed after the TRIP effect is manifested increases, and the toughness decreases. Therefore, the volume ratio of the retained austenite phase is set to 10.0% or more and 70.0% or less.
  • the volume ratio of the retained austenite phase is preferably 15.0% or more.
  • the volume fraction of residual austenite phase is preferably 65.0% or less
  • Martensite phase in the second region 30.0% or less in volume ratio
  • the martensite phase is hard and has the function of increasing strength. From the viewpoint of setting the tensile strength TS to 780 MPa or more, a martensite phase having a volume ratio of 30.0% or less (including 0%) is contained. However, when the volume ratio of martensite exceeds 30.0%, uniform elongation uEl: 15.0% or more cannot be secured. Therefore, the volume ratio of the martensite phase is 30.0% or less (including 0%).
  • the balance other than the ferrite phase, the retained austenite phase, and the martensite phase can accept a bainite phase, cementite, and pearlite with a total volume ratio of 10% or less (including 0%).
  • a steel sheet containing an appropriate amount of Mn is used, and the steel sheet is subjected to a predetermined heat treatment before hot pressing.
  • Mn in austenite and to optimize the heating process during hot pressing.
  • the volume ratio of each phase is determined as follows.
  • the volume ratio of retained austenite is obtained by the following method. Cut out a specimen for X-ray diffraction from the first region or the second region of the hot-pressed member, perform mechanical polishing and chemical polishing so that the 1/4 thickness surface becomes the measurement surface, and then X-ray diffraction I do. CoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and the integrated intensity of peaks of residual austenite ( ⁇ ) on the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, ⁇ 311 ⁇ plane, the ⁇ 200 ⁇ plane of ferrite ( ⁇ ), ⁇ 211 ⁇ Measure the integrated intensity of the peak of the surface.
  • the residual ⁇ volume ratio obtained from the integral intensity ratio is calculated for a total of six types of ⁇ ⁇ 211 ⁇ - ⁇ ⁇ 200 ⁇ , ⁇ ⁇ 211 ⁇ - ⁇ ⁇ 220 ⁇ , ⁇ ⁇ 200 ⁇ - ⁇ ⁇ 311 ⁇ , ⁇ ⁇ 211 ⁇ - ⁇ ⁇ 200 ⁇ , ⁇ ⁇ 211 ⁇ - ⁇ ⁇ 220 ⁇ ,
  • the residual ⁇ volume ratio obtained from the integral intensity ratio is calculated for a total of six types of ⁇ ⁇ 211 ⁇ - ⁇ ⁇ 311 ⁇ . These average values are defined as “volume ratio of residual austenite phase”.
  • the volume ratio of the ferrite phase and the remaining structure is obtained by the following method.
  • a structure observation specimen is collected so that the surface parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface becomes the observation surface.
  • the observation surface is polished and corroded with 3 vol.% Nital solution to reveal the structure, and the structure at the position where the thickness becomes 1/4 is observed with a scanning electron microscope (magnification: 1500 times) and imaged.
  • the tissue identification and the tissue fraction are obtained by image analysis.
  • the phase that is observed as black on a relatively smooth surface is the ferrite phase
  • the phase that is observed as white in the form of a film or a lump at the grain boundary is cementite
  • the phase in which the ferrite phase and cementite are formed in layers is pearlite
  • the phase formed by carbides and the phase composed of bainitic ferrite without carbides in the grains are identified as the bainite phase.
  • the occupied area ratio of each phase in the structure photograph was obtained, the structure was regarded as being three-dimensionally homogeneous, and the area ratio was defined as the volume ratio.
  • the “volume ratio of the martensite phase” was a value obtained by subtracting the volume ratio of the remaining structure and the volume ratio of the retained austenite phase from 100%.
  • Average grain size of ferrite phase in the second region 10 ⁇ m or less
  • the average particle size of the ferrite phase is preferably 10 ⁇ m or less, and more preferably 5 ⁇ m or less.
  • the lower limit value of the average particle diameter of ferrite is not particularly limited, but is preferably about 0.2 ⁇ m industrially.
  • the average particle size of the second phase 10 ⁇ m or less
  • the coarsening of the second phase causes a decrease in ductility. Therefore, the average particle size of the second phase is preferably 10 ⁇ m or less, and more preferably 5 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle size of the second phase is not particularly limited, but is preferably about 0.2 ⁇ m industrially.
  • the “second phase” is a remaining structure other than ferrite, which is mainly retained austenite and martensite, but also includes martensite, pearlite, and bainite.
  • the “average ferrite particle size” and the “second phase average particle size” were determined by the following methods. From the structure photograph of the second region obtained by the above-described method, the structure is identified by the above-described method, and the average particle diameters of ferrite and second phase are obtained by the line segment method described in JIS G 0551 (2005). It was.
  • Mns / Mn ⁇ is 1.5 or more.
  • Mn concentration in the second phase is Mns and the Mn concentration in the ferrite phase is Mn ⁇ , it is preferable that Mns / Mn ⁇ is 1.5 or more.
  • the second phase in the second region is mainly retained austenite, and the state where the Mn concentration is high, that is, the state where Mn is concentrated, indicates that the stability of retained austenite is high. Residual austenite with high stability has a high TRIP effect (transformation-induced strain) during deformation and increases uniform elongation.
  • Mns / Mn ⁇ which is a state in which the Mn concentration of the second phase is high, needs to be 1.5 or more. Preferably it is 1.6 or more.
  • the upper limit value is not particularly limited, but is substantially 10.0 or less.
  • Mns / Mn ⁇ in the second phase was determined by the following method. After collecting the specimen for tissue observation, the observation surface is polished and corroded with 3vol.% Nital solution to reveal the structure, and the tissue at the position where the thickness becomes 1/4 is changed to EPMA (Electron Probe Micro Analyzer). Mn was quantitatively analyzed for 30 particles of each of ferrite and second phase. Regarding the Mn quantitative analysis results, the average value of ferrite was Mn ⁇ , the average value of the second phase was Mns, and the average value Mns of the second phase was divided by the average value Mn ⁇ of ferrite was Mns / Mn ⁇ .
  • the dislocation density of the hot press member is the most important index in the present invention that affects ⁇ YS. It is considered that when heat treatment (baking coating) is performed on the hot press member, the solid solution C is fixed to the movable dislocation, and the yield stress YS is increased. In order to realize ⁇ YS: 150 MPa or more, the dislocation density of the hot press member needs to be 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or more. The upper limit of the dislocation density is substantially 5.0 ⁇ 10 16 / m 2 .
  • the dislocation density of the hot press member is preferably 1.2 ⁇ 10 16 / m 2 or more.
  • the dislocation density of the hot press member is preferably 4.5 ⁇ 10 16 / m 2 or less.
  • martensite in the first region generally has a low YS due to the generation of mobile dislocations. Therefore, it is considered that improving the YS of the first region works effectively as an effect of the component characteristics.
  • the dislocation density is determined by the following method.
  • a test piece for X-ray diffraction is cut out from the first region of the hot-pressed member, subjected to mechanical polishing and chemical polishing so that the 1/4 thickness surface becomes the measurement surface, and then X-ray diffraction is performed.
  • the incident X-rays using a 1-wire CoK ⁇ , ⁇ ⁇ 110 ⁇ , ⁇ ⁇ 211 ⁇ , actually measuring the half-value width of the peak of alpha ⁇ 220 ⁇ .
  • standard specimens without strain (Si) and correcting the half-value width of the measured ⁇ ⁇ 110 ⁇ , ⁇ ⁇ 211 ⁇ , ⁇ ⁇ 220 ⁇ to the true half-value width the Williamson-Hall method was applied. Based on this, the strain ( ⁇ ) is obtained.
  • the hot press member according to one embodiment of the present invention preferably has a plating layer.
  • the steel plate used as the material for the hot press member is a plated steel plate
  • the plating layer remains on the surface layer of the obtained hot press member.
  • scale generation is suppressed during heating in the hot press. Therefore, the hot press member can be used for use without removing the scale from the surface, and the productivity is improved.
  • the plating layer is preferably a Zn-based plating layer or an Al-based plating layer.
  • the Zn-based plating layer is superior to the Al-based plating layer. This is because the corrosion rate of the base iron can be reduced by the sacrificial anticorrosive action of zinc.
  • a zinc oxide film is formed at the initial stage of heating in the hot pressing step, and Zn can be prevented from evaporating in the subsequent processing of the hot pressing member.
  • examples of the Zn-based plating include general hot dip galvanizing (GI), alloyed hot dip galvanizing (GA), and Zn—Ni based plating.
  • GI general hot dip galvanizing
  • GA alloyed hot dip galvanizing
  • Zn—Ni based plating is preferable.
  • the Zn—Ni-based plated layer can prevent liquid metal embrittlement cracking in addition to remarkably suppressing scale formation during hot press heating. From the viewpoint of obtaining this effect, the Zn—Ni-based plating layer preferably contains 10 to 25% by mass of Ni. This effect is saturated even if Ni is contained in excess of 25%.
  • Al-based plating layer is Al-10 mass% Si plating.
  • the manufacturing method of the hot press member in one Embodiment of this invention is demonstrated. First, a slab having the above component composition is heated and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. Thereafter, the hot-rolled steel sheet is subjected to a predetermined heat treatment (Mn concentration heat treatment) described later to obtain a first material steel sheet. Thereafter, the first material steel plate is optionally cold-rolled to obtain a cold-rolled steel plate, and subsequently, the cold-rolled steel plate is subjected to predetermined annealing to obtain a second material steel plate.
  • Mn concentration heat treatment Mn concentration heat treatment
  • a predetermined heating step and a hot press forming step are performed on the first material steel plate or the second material steel plate thus obtained to obtain a hot press member.
  • ⁇ Step of obtaining steel plate> The process of obtaining a steel plate is not specifically limited, What is necessary is just to follow a regular method.
  • the molten steel having the above composition is melted in a converter or the like, and is preferably made into a slab by a continuous casting method.
  • an ingot casting method or a thin slab continuous casting method may be used.
  • the obtained slab is once cooled to room temperature and then charged into a heating furnace for reheating.
  • an energy saving process such as a process of charging a heating furnace with a hot piece without cooling the slab to a room temperature or a process of hot rolling immediately after the slab is kept warm can be applied.
  • the obtained slab is heated to a predetermined heating temperature and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the heating temperature include 1000 to 1300 ° C.
  • the heated slab is usually hot-rolled at a finish rolling entry temperature of 1100 ° C or less and a finish rolling exit temperature of 800 to 950 ° C, and cooled at an average cooling rate of 5 ° C / s or more. Then, it is wound in a coil shape at a winding temperature of 300 to 750 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet is easy to be thinned and has good thickness accuracy.
  • the rolling reduction during cold rolling is preferably 30% or more, and more preferably 50% or more, in order to prevent abnormal grain growth during the subsequent annealing or heating process immediately before hot pressing.
  • the rolling reduction is preferably 85% or less. If the rolling load is significantly increased, the hot-rolled steel sheet may be softened and annealed before cold rolling.
  • the softening annealing is preferably performed in a batch annealing furnace or a continuous annealing furnace.
  • the hot-rolled steel sheet or preferably the cold-rolled steel sheet is heated to a first temperature not lower than Ac1 point and not higher than Ac3 point, maintained at the first temperature for 1 hour to 48 hours, and then cooled to obtain a raw steel sheet.
  • This treatment concentrates Mn in austenite, has a proper amount of retained austenite in the first region, achieves uniform elongation uEl: 6.0% or more, and has a dislocation density of 1.0 ⁇ 10 16 / m. This is the most important process for manufacturing a hot press member that achieves ⁇ YS: 150 MPa or more as 2 or more.
  • Heating temperature Ac1 point or more and Ac3 point or less Hot-rolled steel sheet or preferably cold-rolled steel sheet is heated to a ferrite-austenite two-phase temperature range to concentrate Mn in austenite.
  • austenite enriched with Mn the end temperature of martensite transformation is not higher than room temperature, and retained austenite is easily generated.
  • the heating temperature is less than the Ac1 point, austenite is not generated and Mn cannot be concentrated to austenite.
  • the heating temperature exceeds the Ac3 point, the austenite single phase temperature range is reached, and Mn concentration to austenite is not performed.
  • the dislocation density in the first region of the hot press member cannot be 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or more in both cases where the heating temperature is lower than the Ac1 point and higher than the Ac3 point. Therefore, the heating temperature is set to Ac1 point or more and Ac3 point or less.
  • the heating temperature is preferably (Ac1 point + 20 ° C.) or higher.
  • the heating temperature is preferably (Ac3 point-20 ° C) or lower.
  • the Ac1 point (° C.) and Ac3 point (° C.) are values calculated using the following formula.
  • Ac1 point (°C) 751-16C + 11Si-28Mn-5.5Cu-16Ni + 13Cr + 3.4Mo
  • Ac3 point (°C) 910-203C 1/2 + 44.7Si-4Mn + 11Cr
  • C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, and Mo in the formula are the content (mass%) of each element, and when the above element is not contained, the content of the element is Calculate as zero.
  • Heating and holding time 1 hour to 48 hours or less Concentration of Mn to austenite proceeds as the heating and holding time elapses. If the heating and holding time is less than 1 hour, the concentration of Mn to austenite is insufficient, and the desired uniform elongation cannot be obtained in the first region. Also, when the heating and holding time is less than 1 hour, Mn concentration is insufficient, the Ms point in the hot press process does not decrease, and the dislocation density in the first region of the hot press member is 1.0 ⁇ 10 16 / m Cannot be 2 or more. On the other hand, when the heating and holding time exceeds 48 hours, pearlite is generated, and a desired uniform elongation cannot be obtained in the first region.
  • the dislocation density in the first region of the hot press member cannot be 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or more. Therefore, the heating and holding time is 1 hour or more and 48 hours or less. The heating and holding time is preferably 1.5 hours or longer. The heating and holding time is preferably 24 hours or less.
  • the Ms point (° C.) is a value calculated using the following formula.
  • Ms point (°C) 539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo
  • C, Mn, Ni, Cr, and Mo in the formula are the contents (mass%) of each element, and when the element is not contained, the content of the element is calculated as zero. .
  • the cooling after the heating and holding is not particularly limited, and it is preferable that the cooling is appropriately performed (gradual cooling) or controlled cooling depending on the heating furnace to be used.
  • This Mn concentration heat treatment is preferably performed in a batch annealing furnace or a continuous annealing furnace.
  • the processing conditions in the batch annealing furnace are not particularly limited except the above-mentioned conditions.
  • the heating rate is 40 ° C./hr or more
  • the cooling rate after heating and holding is 40 ° C./hr or more. It is preferable from the viewpoint of thickening.
  • the treatment conditions in the continuous annealing furnace are not particularly limited except as described above.
  • the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet is heated at an average cooling rate of 10 ° C./s or more. It is preferable from the viewpoint of manufacturability to cool to a cooling stop temperature in a temperature range of 350 to 600 ° C., and then continue to stay in the temperature range for 10 to 300 seconds, and then cool and wind.
  • the material steel plate produced in this way can be used as a hot press steel plate.
  • ⁇ Plating process> When a plating layer is not formed on the surface of the material steel plate, it is necessary to perform a scale peeling treatment such as shot blasting on the hot pressed member after the hot pressing step. On the other hand, when a plating layer is formed on the surface of the material steel plate, scale generation is suppressed during heating in the hot press, so that the scale peeling treatment after the hot pressing step is unnecessary, and the productivity is improved.
  • a scale peeling treatment such as shot blasting on the hot pressed member after the hot pressing step.
  • the adhesion amount of the plating layer is preferably 10 to 90 g / m 2 per side, more preferably 30 to 70 g / m 2 . This is because if the adhesion amount is 10 g / m 2 or more, the effect of suppressing scale formation during heating is sufficiently obtained, and if the adhesion amount is 90 g / m 2 or less, productivity is not hindered.
  • the components of the plating layer are as described above.
  • the first steel plate is heated to a second temperature of Ac3 point or higher and 1000 ° C or lower, and the second region is heated to a third temperature of Ac1 point or higher (Ac3 point – 20 ° C) or lower.
  • a heating process for heating and sorting is performed.
  • Heating temperature in the first region (second temperature T2): Ac3 point to 1000 ° C.
  • the material steel plate is heated to the Ac3 point that is the austenite single phase region. If the heating temperature is lower than the Ac3 point, austenitization becomes insufficient, the desired martensite amount cannot be secured in the first region of the hot pressed member, and the desired tensile strength cannot be obtained. Further, the dislocation density in the first region of the hot press member cannot be 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or more, and ⁇ YS: 150 MPa or more cannot be realized.
  • the heating temperature is set to Ac3 point or higher and 1000 ° C or lower.
  • the heating temperature is preferably (Ac3 point + 20 ° C.) or higher.
  • the heating temperature is preferably 950 ° C. or lower.
  • Heating temperature in the second region (third temperature T3): Ac1 point or more (Ac3 point –20 ° C) or less If the heating temperature in the second region exceeds (Ac3 point –20 ° C), the desired amount of ferrite phase and A retained austenite phase cannot be obtained, and uniform elongation uEl of 15.0% or more cannot be realized. Moreover, when the heating temperature of the second region is lower than the Ac1 point, the ferrite volume fraction increases and the strength decreases. Therefore, the heating temperature of the second region is set to Ac1 point or more (Ac3 point ⁇ 20 ° C.). The heating temperature in the second region is preferably (Ac1 point + 10 ° C.) or higher. The heating temperature in the second region is preferably (Ac3 point-30 ° C.) or lower.
  • the mechanical characteristics of the second region are arranged as follows according to the heating temperature T3 of the heating step and the heating temperature T1 of the Mn concentration heat treatment described above.
  • T3 exceeds T1 and is less than Ac3 point -20
  • the mechanical properties of the second region are strongly influenced by T3.
  • T3 is T1 or less
  • the mechanical characteristics of the second region are strongly influenced by T1. This is because the volume ratio of the second phase does not change when T3 is T1 or less for the structure formed by the Mn-concentration heat treatment, while the volume ratio of the second phase when T3 exceeds T1. This is because of the rise.
  • the rate of temperature rise to the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1 to 400 ° C./s, and more preferably 10 to 150 ° C./s. If the rate of temperature increase is 1 ° C./s or more, productivity is not impaired, and if it is 400 ° C./s or less, temperature control does not become unstable.
  • Holding time 900 seconds or less (including 0 seconds)
  • the holding time at the heating temperature (second temperature and third temperature) elapses, the concentrated Mn diffuses around and becomes uniform. Therefore, if the holding time exceeds 900 seconds, a desired retained austenite amount cannot be ensured and a desired uniform elongation cannot be obtained.
  • the Ms uniformity makes it impossible to lower the Ms point, and the dislocation density in the first region of the hot press member cannot be made 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or more, and ⁇ YS: 150 MPa or more. Cannot be realized. Therefore, the holding time is 900 seconds or less.
  • the holding time is 0 second, that is, heating may be terminated immediately after the second temperature is reached.
  • the heating method is not particularly limited, and any of general heating methods such as an electric furnace, a gas furnace, infrared heating, high-frequency heating, and direct current heating can be applied.
  • the atmosphere is not particularly limited, and any of atmospheric conditions, inert gas atmospheres, and the like can be applied.
  • the method of heating and sorting the first and second regions there is no particular limitation on the method of heating and sorting the first and second regions, a method of covering the cover on a part of the material steel plate, a method of partially blowing a cooling medium such as gas, and removing a part of the steel plate from the heating zone. Any of the methods (for example, a method of removing a part of the material steel plate from the high-frequency coil or a method of adjusting the clamp position of the electrode for direct current heating) can be applied.
  • Hot press molding process In the hot press forming step, the raw steel plate that has undergone the heating step is simultaneously subjected to press forming and quenching using a forming die to obtain a hot press member having a predetermined shape.
  • Hot press forming is a method in which a heated thin steel plate is press-formed with a die and rapidly cooled, and is also referred to as “hot forming”, “hot stamp”, “die quench”, and the like.
  • the molding start temperature in the press is not particularly limited.
  • the austenite generated in the heating process immediately before the hot press forming process for the raw steel plate causes new ferrite transformation at a cooling rate higher than air cooling in the cooling process following the heating process.
  • Mn has the effect of delaying the ferrite transformation of austenite in the cooling process.
  • the press molding start temperature in the first region is preferably 500 ° C. or higher.
  • the upper limit of the molding start temperature is the heating temperature in the immediately preceding heating step in the manufacturing process.
  • a heat retaining jig such as a heat retaining box.
  • the cooling rate in the mold is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, the average cooling rate up to 200 ° C. is preferably 20 ° C./s or more, more preferably 40 ° C./s or more.
  • the time for taking out from the mold and the cooling rate after taking out there are no particular limitations on the time for taking out from the mold and the cooling rate after taking out.
  • a cooling method for example, the punch die is held at the bottom dead center for 1 to 60 seconds, and the hot press member is cooled using the die die and the punch die. Thereafter, the hot press member is taken out from the mold and cooled.
  • the cooling in the mold and after taking out from the mold can be combined with a cooling method using a refrigerant such as gas or liquid, thereby improving the productivity.
  • Molten steel having the composition shown in Tables 1 and 4 (the balance being Fe and inevitable impurities) was melted in a small vacuum melting furnace to obtain a slab.
  • the slab was heated to 1250 ° C. and further hot rolled including rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the finish rolling entry temperature was 1100 ° C
  • the finish rolling exit temperature was 850 ° C.
  • the cooling rate after the hot rolling was 15 ° C./s on average at 800 to 600 ° C., and the winding temperature was 650 ° C.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at a reduction ratio of 54% to obtain a cold-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm).
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to the heating temperature T1 (first temperature) shown in Table 2 and Table 5, held at the temperature for the time shown in Table 2 and Table 5, and then cooled to obtain a raw steel sheet.
  • the steel plate was plated.
  • “GI” is a hot-dip galvanized layer
  • “GA” is an alloyed hot-dip galvanized layer
  • “Zn-Ni” is a Zn-12 mass% Ni-plated layer
  • “Al-Si” is Al-10 mass. % Si plating layer, and the coating amount of each plating layer was 60 g / m 2 per side.
  • the material steel plate thus obtained was subjected to a heating step and a hot press forming step under the conditions shown in Table 3 and Table 6 to obtain a hat-shaped hot press member.
  • the hot pressing was performed using a punch die having a width of 70 mm and a shoulder radius R of 6 mm and a die die having a shoulder radius R of 7.6 mm and a forming depth of 30 mm.
  • the heating step before the hot press molding step was performed in the air using an electric heating furnace, and the heating rate was 7.5 ° C./s on average from room temperature to 750 ° C. in the first region.
  • the second area was covered with a heat-resistant cover with a thickness of 10 mm.
  • the heating temperature T2 of the first region and the heating temperature T3 of the second region were as shown in Tables 3 and 6.
  • Tables 3 and 6 also show the holding times in the heating step.
  • the molding start temperatures in the first region are shown in Tables 3 and 6. Cooling is held at a bottom dead center for 15 s, and the combination of sandwiching with a die mold and a punch mold and air cooling on the die released from the sandwiching is 150 ° C or less. Until cooled.
  • the average cooling rate from the molding start temperature to 200 ° C was 100 ° C / s.
  • the volume ratio of the martensite phase in the first region, the volume ratio of the retained austenite phase, and the volume ratio of the remaining structure, and the volume ratio of the ferrite phase in the second region, the retained austenite The volume ratio of the phase, the volume ratio of the martensite phase, the volume ratio of the remaining structure, the average particle diameter of the ferrite phase, the average particle diameter of the second phase, and Mns / Mn ⁇ were measured by the above-described methods. And in Table 6.
  • the obtained hot press member was subjected to a heat treatment (low temperature heat treatment) at 170 ° C. for 20 minutes. This corresponds to baking coating conditions in the manufacturing process of a normal automobile member.
  • JIS Z 2241 A tensile test was performed in accordance with the yield stress YS, tensile strength TS, total elongation tEl, and uniform elongation uEl. The results are shown in Table 3 and Table 6.
  • the tensile strength TS in the first region is 1500 MPa or more
  • the uniform elongation uEl is 6.0% or more
  • the tensile strength TS in the second region is 780 MPa or more
  • the uniform elongation uEl Achieved over 15.0%.
  • the comparative example did not satisfy any of the characteristics.
  • the hot press member of the present invention can be suitably used as a structural member that requires high collision energy absorption capability, such as an impact beam, a center pillar, and a bumper of an automobile.

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Abstract

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。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。

Description

ホットプレス部材およびその製造方法
　本発明は、薄鋼板をホットプレスにより成形してなる部材、すなわちホットプレス部材およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く要望されている。そのため、自動車車体の軽量化が強く要求されている。そこで、自動車用部材を薄くしても安全性が損なわれないよう、該部材の素材となる鋼板の高強度化が求められている。しかし、一般的に、鋼板の強度が高くなるにつれて成形性が低下するため、高強度鋼板を素材とした部材の製造においては、成形が困難になったり、形状凍結性が悪化するなどの問題が生じていた。
　そこで、このような問題に対して、鋼板にホットプレス工法を適用して、高強度自動車用部材を製造する技術が実用化されている。ホットプレス工法では、鋼板はオーステナイト域に加熱された後、プレス機まで搬送され、プレス機内で、金型で所望形状の部材に成形されると同時に急冷される。この金型内での冷却過程（急冷）において、部材の組織はオーステナイト相からマルテンサイト相へと相変態し、これにより、所望形状の高強度部材が得られる。
　また、最近では、乗員の安全性を確保するという観点から、自動車用部材の耐衝撃特性の向上が要望されている。この要望を満たすためには、衝突時のエネルギーを吸収する能力（衝撃エネルギー吸収能）を高めるという観点から、自動車用部材の均一伸びを高くすることが効果的である。そのため、高強度でありながら、均一伸びに優れるホットプレス部材が強く要望されている。
　このような要望に対し、特許文献１には、熱間プレス成形法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品が提案されている。特許文献１に記載された熱間プレス成形品は、質量％で、C：0.15～0.35％、Si：0.5～3％、Mn：0.5～2％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.01～0.1％、Cr：0.01～1％、B：0.0002～0.01％、Ti：（Nの含有量）×4～0.1％、N：0.001～0.01％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、マルテンサイト：80～97％、残留オーステナイト：3～20％、残部組織：5％以下からなる組織と、を有する。特許文献１に記載された技術によれば、適正量の残留オーステナイトを残存させた金属組織を得ることができ、成形品に内在する延性をより高くした熱間プレス部品が実現できると記載されている。
　また、特許文献２には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献２に記載されたホットプレス部材は、質量％で、C：0.20～0.40％、Si：0.05～3.0％、Mn：1.0～4.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に占めるフェライト相の面積率が5～55％で、マルテンサイト相の面積率が45～95％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が7μm以下であるミクロ組織と、を有するホットプレス部材であり、引張強さTS：1470～1750MPaの高強度と、全伸びEl：8％以上の高延性を有する。
　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。
特開2013-79441号公報 特開2010-65293号公報 特開2013-194248号公報
　しかしながら、特許文献１，２に記載された技術では、Ｃによるマルテンサイト相の強化により引張強さTS：1500MPa以上の高強度化が達成されたが、衝撃エネルギー吸収能を高めるという観点において、均一伸びが不十分となるという問題があった。
　また、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。
　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。
　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。
　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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　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。
　（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。
　（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％
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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％
　（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。
　（１０）前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である上記（９）に記載のホットプレス部材の製造方法。
　（１１）前記Zn系めっき層が、Ni：10～25質量％を含む上記（１０）に記載のホットプレス部材の製造方法。
　（１２）前記めっき層の付着量が、片面あたりで10～90g/m2である上記（９）～（１１）のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
　本発明のホットプレス部材は、引張強さTS：1500MPa以上でかつ均一伸び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。
　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。
　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。
　（成分組成）
　本発明の一実施形態によるホットプレス部材の成分組成について説明する。以下、特に断わらないかぎり、「質量％」は単に「％」と記す。
　Ｃ：0.090％以上0.30％未満
　Ｃは、鋼の強度を増加させる元素である。また、ホットプレス部材に対する熱処理で、固溶Ｃの転位固着により降伏応力が高まる。このような効果を得て、引張強さTS：1500MPa以上を確保するためには、Ｃ含有量は0.090％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.30％以上の場合、Ｃによる固溶強化量が大きくなるため、ホットプレス部材の引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。
　Mn：3.5％以上11.0％未満
　Mnは、鋼の強度を増加させるとともに、オーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定性を向上させる元素であり、本発明で最も重要な元素である。このような効果を得て、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。
　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。
　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。
　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％以上である。Si含有量は、好ましくは1.5％以下である。
　Ｐ：0.05％以下
　Ｐは、鋼中では不可避的不純物として存在し、結晶粒界等に偏析して、部材の靭性を低下させるなどの悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。よって、Ｐ含有量は0.05％以下とし、より好ましくは0.02％以下とする。また、過度の脱Ｐ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。
　Ｓ：0.05％以下
　Ｓは、不可避的に含有され、鋼中では硫化物系介在物として存在し、ホットプレス部材の延性、靭性等を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Ｓ含有量は0.05％以下とし、より好ましくは0.005％以下とする。また、過度の脱Ｓ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。
　Al：0.005～0.1％
　Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を発現させるためには、Al含有量は0.005％以上とする。一方、Al含有量が0.1％を超える場合、窒素と結合し多量の窒化物が生成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。このため、Al含有量は0.005％以上0.1％以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは0.02％以上である。Al含有量は、好ましくは0.05％以下である。
　Ｎ：0.01％以下
　Ｎは、通常は、鋼中に不可避的に含有されるが、Ｎ含有量が0.01％を超える場合、熱間圧延やホットプレスの加熱時にAlN等の窒化物が形成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。このため、Ｎ含有量は0.01％以下とする。なお、Ｎ含有量は、より好ましくは0.0030％以上である。Ｎ含有量は、より好ましくは0.0050％以下である。また、とくに調整せず、不可避的に含有される場合には、Ｎ含有量は0.0025％未満程度である。また、精錬コストが増加するため、Ｎ含有量は0.0025％以上とすることが望ましい。
　また、上記した基本の組成に加えてさらに、以下の任意成分を含有する成分組成としてもよい。
　Ａ群：Ni：0.01～5.0％、Cu：0.01～5.0％、Cr：0.01～5.0％、Mo：0.01～3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ni、Cu、Cr、Moはいずれも、鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るためには、各元素の含有量を0.01％以上とする。一方、材料コストを高騰させない観点から、Ni、Cu、Cr含有量は5.0％以下、Mo含有量は3.0％以下とする。各元素の好ましい含有量は、0.01％以上1.0％以下である。
　Ｂ群：Ti：0.005～3.0％、Nb：0.005～3.0％、Ｖ：0.005～3.0％、Ｗ：0.005～3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ti、Nb、Ｖ、Ｗはいずれも、析出強化によって鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化によって靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。
　Tiは、強度増加、靭性向上の効果に加え、Ｂよりも優先して窒化物を形成し、固溶Ｂによる焼入れ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ti含有量は0.005％以上とする。一方、Ti含有量が3.0％を超える場合、熱間圧延時に圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下する。よって、Tiを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。好ましくは0.01％以上とする。好ましくは1.0％以下とする。
　Nbによって上記効果を得るためには、Nb含有量は0.005％以上とする。一方、Nb含有量が3.0％を超える場合は、炭窒化物量が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下する。よって、Nbを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。好ましくは0.01％以上とする。好ましくは0.05％とする。
　Ｖは、強度増加、靭性向上の効果に加え、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとして耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は0.005％以上とする。一方、Ｖ含有量が3.0％を超える場合、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が低下する。よって、Ｖを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。好ましくは0.01％以上とする。好ましくは2.0％以下とする。
　Ｗは、強度増加、靭性向上の効果に加え、耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は0.005％以上とする。一方、Ｗ含有量が3.0％を超える場合、延性が低下する。よって、Ｗを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。好ましくは0.01％以上とする。好ましくは2.0％以下とする。
　Ｃ群：REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
　REM、Ca、Mgは、いずれも介在物の形態制御によって、延性や耐水素脆性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。この効果を得るためには、各元素の含有量は0.0005％以上とする。一方、熱間加工性を低下させない観点から、REM含有量、Ca含有量はともに0.01％以下とする。また、粗大な酸化物や硫化物の生成により延性を低下させない観点から、Mg含有量は0.01％以下とする。各元素の好ましい含有量は、0.0006～0.01％である。
　Ｄ群：Sb：0.002～0.03％
　Sbは、鋼板の加熱、冷却に際し、鋼板表層における脱炭層の形成を抑制するため、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには、Sb含有量は0.002％以上とする。一方、Sb含有量が0.03％を超える場合、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。このため、Sbを含有する場合、その含有量は0.002％以上0.03％以下とし、好ましくは0.002％以上0.02％以下とする。
　Ｅ群：Ｂ：0.0005～0.05％
　Ｂは、ホットプレス時の焼入れ性向上やホットプレス後の靭性向上に寄与するため、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は0.0005％以上とする。一方、Ｂ含有量が0.05％を超える場合、熱間圧延時の圧延荷重の増加や、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れが生じる場合がある。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0005％以上0.05％以下とし、好ましくは0.0005％以上0.01％以下とする。
　上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ（酸素）：0.0100％以下が許容できる。
　（組織）
　本発明の一実施形態によるホットプレス部材の組織について説明する。
　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。
　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20.0％以下とする。残留オーステナイト相の体積率は、好ましくは5.0以上とする。残留オーステナイト相の体積率は、好ましくは18.0％以下とする。
　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。
　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。
　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％以下とする。残留オーステナイト相の体積率は、好ましくは15.0％以上とする。残留オーステナイト相の体積率は、好ましくは65.0％以下とする
　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。
　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。
　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。
　なお、本発明において、各相の体積率の決定は、次のようにして行うものとする。
　まず、残留オーステナイトの体積率は、以下の方法で求める。ホットプレス部材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。
　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。
　「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。
　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。
　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。
　なお、「フェライトの平均粒径」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。
　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。
　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。
　（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以上である。ホットプレス部材の転位密度は、好ましくは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。
　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
　（めっき層）
　本発明の一実施形態によるホットプレス部材は、めっき層を有することが好ましい。
　ホットプレス部材の素材として使用する鋼板がめっき鋼板である場合には、得られたホットプレス部材の表層にめっき層が残存することになる。この場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制される。そのため、表面のスケール剥離を行うことなくホットプレス部材を使用に供することができ、生産性が向上する。
　めっき層は、Zn系めっき層またはAl系めっき層とすることが好ましい。耐食性が必要とされる場合は、Al系めっき層よりもZn系めっき層が優れている。これは、亜鉛の犠牲防食作用により、地鉄の腐食速度を低下することができるためである。また、めっき鋼板をホットプレスする場合、ホットプレス工程における加熱初期に酸化亜鉛膜が形成され、その後のホットプレス部材の処理においてZnの蒸発を防止できる。
　なお、Zn系めっきとしては、一般的な溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）、Zn－Ni系めっきなどが例示できるが、なかでも、Zn－Ni系めっきが好ましい。Zn－Ni系めっき層は、ホットプレス加熱時のスケール生成を顕著に抑制することに加えて、液体金属脆化割れをも防ぐことができる。この効果を得る観点から、Zn－Ni系めっき層は10～25質量％のNiを含むことが好ましい。Niが25％を超えて含有されても、この効果は飽和する。
　Al系めっき層としては、Al－10質量％Siめっきが例示できる。
　（製造方法）
　本発明の一実施形態におけるホットプレス部材の製造方法を説明する。まず、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る。その後、この熱延鋼板に後述する所定の熱処理（Mn濃化熱処理）を施して、第１素材鋼板を得る。その後、任意に、前記第１素材鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、引き続き、この冷延鋼板に所定の焼鈍を行って、第２素材鋼板を得る。
　このようにして得た第１素材鋼板または第２素材鋼板に対して、所定の加熱工程とホットプレス成形工程を行って、ホットプレス部材を得る。以下、各工程を詳細に説明する。
　＜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。
　得られたスラブは、一旦、室温まで冷却されたのち、再加熱のため加熱炉に装入される。ただし、スラブを室温まで冷却することなく、温片のまま加熱炉に装入するプロセスや、スラブを短時間保熱した後、ただちに熱間圧延するプロセスなどの省エネルギープロセスも適用できる。
　得られたスラブは、所定の加熱温度に加熱されたのち、熱間圧延されて、熱延鋼板とされる。加熱温度としては、1000～1300℃が例示できる。加熱されたスラブは、通常、仕上げ圧延入側温度が1100℃以下で、仕上げ圧延出側温度が800～950℃の条件で熱間圧延され、平均冷却速度：5℃/s以上の条件で冷却され、300～750℃の巻取り温度でコイル状に巻き取られ、熱延鋼板とされる。
　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。
　＜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。
　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点以下とする。加熱温度は好ましくは（Ac1点＋20℃）以上とする。加熱温度は好ましくは（Ac3点－20℃）以下とする。
　なお、Ac1点(℃)およびAc3点(℃)は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ac1点(℃)＝751－16C＋11Si－28Mn－5.5Cu－16Ni＋13Cr＋3.4Mo
Ac3点(℃)＝910－203C1/2＋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。
　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時間以下とする。加熱保持時間は、好ましくは1.5時間以上とする。加熱保持時間は、好ましくは24時間以下とする。
　なお、Ms点(℃)は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ms点（℃）＝539－423C－30.4Mn－17.7Ni－12.1Cr－7.5Mo
ここで、式中のC、Mn、Ni、Cr、Moは、各元素の含有量（質量％）であり、上記元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零として算出する。
　加熱保持後の冷却は、特に限定されず、使用する加熱炉等に応じて適宜、放冷（徐冷）、あるいは制御冷却とすることが好ましい。
　このMn濃化熱処理は、バッチ焼鈍炉や連続焼鈍炉で行うことが好ましい。バッチ焼鈍炉での処理条件は、上記した条件以外は特に限定されないが、例えば、加熱速度は40℃/hr以上とし、加熱保持後の冷却速度は、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。
　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。
　＜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。
　めっき層の付着量は、片面あたりで10～90g/m2とすることが好ましく、30～70g/m2とすることがより好ましい。付着量が10g/m2以上とすれば、加熱時のスケール生成を抑制する効果が十分に得られ、付着量が90g/m2以下であれば、生産性が阻害されないからである。めっき層の成分については既述のとおりである。
　＜加熱工程＞
　続いて、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。
　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℃以下とする。加熱温度は、好ましくは、（Ac3点＋20℃）以上とする。加熱温度は、好ましくは、950℃以下とする。
　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℃）以下とする。第二の領域の加熱温度は、好ましくは、（Ac1点＋10℃）以上とする。第二の領域の加熱温度は、好ましくは、（Ac3点－30℃）以下とする。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　＜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。
　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。
　金型内での冷却速度は特に限定されないが、生産性の観点から、200℃までの平均冷却速度を好ましくは20℃/ｓ以上、より好ましくは40℃/ｓ以上とする。
　金型からの取出し時間と、取出し後の冷却速度については、特に限定されない。冷却方法としては、例えば、パンチ金型を下死点にて1～60秒間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いてホットプレス部材を冷却する。その後に、金型からホットプレス部材を取り出し、冷却する。金型内、また、金型から取り出し後の冷却は、ガスや液体などの冷媒による冷却方法を組み合わせることができ、それによって生産性を向上させることもできる。
　表１および表４に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）を有する溶鋼を小型真空溶解炉で溶製し、スラブとした。スラブを1250℃に加熱し、さらに粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延をして、熱延鋼板を得た。仕上げ圧延入側温度は1100℃で、仕上げ圧延出側温度が850℃の条件とした。熱間圧延終了後の冷却速度は、800～600℃の平均で15℃/sとし、巻取り温度は650℃とした。得られた熱延鋼板を酸洗し、圧下率54％で冷間圧延して、冷延鋼板（板厚：1.6mm）とした。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
[規則26に基づく補充 26.10.2016]　
Figure WO-DOC-TABLE-3
Figure WO-DOC-31
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
[規則26に基づく補充 26.10.2016]　
Figure WO-DOC-TABLE-6
Figure WO-DOC-61
　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。
　本発明のホットプレス部材は、自動車のインパクトビーム、センターピラー、バンパー等のような、高い衝突エネルギー吸収能を必要とする構造部材として好適に使用できる。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：0.090％以上0.30％未満、
    　Mn：3.5％以上11.0％未満、
    　Si：0.01～2.5％、
    　Ｐ：0.05％以下、
    　Ｓ：0.05％以下、
    　Al：0.005～0.1％、
    　Ｎ：0.01％以下を含み、
    　残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　体積率で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。
  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。
  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％
  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。
  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。
  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。
  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。
  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％
  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。
  10. 　前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である請求項９に記載のホットプレス部材の製造方法。
  11. 　前記Zn系めっき層が、Ni：10～25質量％を含む請求項１０に記載のホットプレス部材の製造方法。
  12. 　前記めっき層の付着量が、片面あたりで10～90g/m2である請求項９～１１のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
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