WO2023233779A1 - 熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板、および熱間プレス部材の製造方法 - Google Patents

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

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遼人 西池
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/021—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal alloy layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only

Definitions

  • the present invention relates to a hot press member, a hot press steel plate, and a method for manufacturing a hot press member.
  • Patent Document 1 proposes an Al-based plated steel sheet for hot pressing that has an Al-based plating layer containing 1 to 15% by mass of Si and 0.5 to 10% by mass of Mg.
  • Patent Document 1 has the following problems.
  • hot pressing is widely used in manufacturing structural members for automobile frames and the like.
  • the mainstream of hot press parts was those with a tensile strength of 1.5 GPa class after hot press forming, but in order to further reduce the weight of automobile bodies, tensile strength of 1.8 GPa class or higher was used. High strength is desired.
  • examples of hydrogen that enters during the manufacturing process of hot-pressed parts include hydrogen introduced during the manufacturing of hot-pressed steel sheets, hydrogen introduced during the hot-pressing process, and hydrogen introduced during the painting process. . It is known that in the case of hot-pressed members using Al-based plated steel sheets as a material, the amount of hydrogen introduced during the hot-pressing process is extremely large.
  • the hot press member is required to be able to release the penetrating hydrogen in a short period of time.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, and provides a hot press that has a small amount of hydrogen that enters during the hot pressing process, can release the entered hydrogen in a short time, and has excellent delayed fracture resistance.
  • the purpose is to provide parts.
  • the present invention aims to solve the above problems, and the gist thereof is as follows.
  • the Al-Fe based intermetallic compound layer includes an Al-rich phase with an Al concentration of 40% by mass or more and an Fe-rich phase with an Al concentration of less than 40% by mass, A hot press member, wherein the average length in the cross section of the Fe-rich phase in a direction perpendicular to the plate thickness direction is 10 ⁇ m or less.
  • base material steel plate a plating layer with a thickness of 10 to 35 ⁇ m arranged on at least one surface of the base steel plate,
  • the plating layer is an interfacial alloy layer disposed on the base steel plate; a metal layer having an Al content of 50% by mass or more, disposed on the interfacial alloy layer,
  • the interfacial alloy layer includes a Si-rich phase with a Si concentration of 4% by mass or more, A steel plate for hot pressing, wherein the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase to the entire interfacial alloy layer is 5% or more and 30% or less.
  • the metal layer is 3.
  • the metal layer further comprises: The steel plate for hot pressing according to 4 above, containing Mg: 0.1 to 4.0% by mass.
  • a method for producing a hot press member comprising hot pressing the hot press steel plate according to any one of 3 to 5 above to obtain a hot press member.
  • the present invention it is possible to obtain a hot-pressed member that has a small amount of hydrogen that enters during the hot-pressing process, can release the entered hydrogen in a short time, and has excellent delayed fracture resistance.
  • the hot pressed member in one embodiment of the present invention includes a steel material as a base material, an Al--Fe based intermetallic compound layer disposed on at least one surface of the steel material, and the Al--Fe based intermetallic compound layer disposed on at least one surface of the steel material.
  • a diffusion layer formed at the interface between the Fe-based intermetallic compound layer and the steel material Each part will be explained below.
  • the hot press member of the present invention is manufactured by hot pressing a steel plate for hot press as described below. Therefore, the steel material can also be said to be a steel plate formed by hot pressing. As the steel plate, either a cold rolled steel plate or a hot rolled steel plate can be used.
  • the hot-pressed member has high strength.
  • a hot press member having a tensile strength exceeding 980 MPa class, preferably 1.8 GPa class or higher it is preferable to use a steel material having the following composition.
  • C 0.05-0.50% C is an element that has the effect of improving strength by forming a structure such as martensite. From the viewpoint of obtaining a strength exceeding 980 MPa class, the C content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.50%, the toughness of the spot weld will deteriorate. Therefore, the C content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.45% or less, even more preferably 0.43% or less, and even more preferably 0.40% or less. Most preferred.
  • Si 0.1-1.5%
  • Si is an effective element for strengthening steel and obtaining good material quality.
  • the Si content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the Si content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.3% or less, and even more preferably 1.1% or less.
  • Mn 0.5-5.0% Mn is an effective element for obtaining high strength regardless of the cooling rate. From the viewpoint of ensuring excellent mechanical properties and strength, the Mn content is preferably 0.5% or more, more preferably 0.7% or more, and preferably 1.0% or more. More preferred. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.0%, the cost will increase and the effect of adding Mn will be saturated. Therefore, the Mn content is preferably 5.0% or less, more preferably 4.5% or less, and even more preferably 4.0% or less.
  • P 0.1% or less If the P content is excessive, local ductility deteriorates due to grain boundary embrittlement accompanying P segregation to austenite grain boundaries during casting. As a result, the balance between strength and ductility of the steel sheet deteriorates. Therefore, from the viewpoint of improving the balance between strength and ductility of the steel sheet, it is preferable that the P content is 0.1% or less. On the other hand, from the viewpoint of refining cost, it is preferable that the amount of P is 0.01% or more.
  • S 0.01% or less S becomes inclusions such as MnS and causes deterioration of impact resistance and cracking along the metal flow of the welded part. Therefore, it is desirable to reduce the S content as much as possible, and specifically, it is preferably 0.01% or less. Further, from the viewpoint of ensuring good stretch flangeability, the content is more preferably 0.005% or less, and even more preferably 0.001% or less. On the other hand, from the viewpoint of refining cost, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent.
  • the Al content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.07% or less, and even more preferably 0.04% or less.
  • the Al content is preferably 0.01% or more.
  • N 0.01% or less If the N content exceeds 0.01%, AlN nitrides will be formed during hot rolling or during heating before hot pressing, which will deteriorate the blanking workability and hardenability of the steel sheet material. decrease. Therefore, the N content is preferably 0.01% or less. On the other hand, from the viewpoint of refining cost, the amount of N is preferably 0.001% or more.
  • the above component composition may further optionally include: Nb: 0.10% or less, Ti: 0.05% or less, B: 0.0002 to 0.005%, Cr: 0.1-1.0%, and Sb: 0.003-0.03% At least one selected from the group consisting of:
  • Nb 0.10% or less
  • Nb is an effective component for strengthening steel, but if it is included in excess, rolling load increases. Therefore, when adding Nb, the Nb content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly limited and may be 0%, but from the viewpoint of refining cost, it is preferable to set the Nb content to 0.005% or more.
  • Ti 0.05% or less Ti, like Nb, is an effective component for strengthening steel, but if included in excess, shape fixability decreases. Therefore, when adding Ti, the Ti content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less. On the other hand, the lower limit of the Ti content is not particularly limited and may be 0%, but from the viewpoint of refining cost, it is preferable that the Ti content is 0.005% or more.
  • B 0.0002-0.005% B has the effect of suppressing the generation and growth of ferrite from austenite grain boundaries.
  • the B content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • excessive addition of B reduces moldability. Therefore, when B is added, the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Cr 0.1-1.0% Cr, like Mn, is an element useful for strengthening steel and improving hardenability.
  • the Cr content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more in order to obtain the above effects.
  • Cr since Cr is an expensive element, addition of excessive Cr causes a significant increase in cost. Therefore, when adding Cr, the Cr content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.6% or less.
  • Sb is an element that has the effect of inhibiting decarburization of the surface layer of the steel plate during the annealing process during the production of the base steel plate.
  • the Sb content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more in order to obtain the above effects.
  • the Sb content exceeds 0.03%, the rolling load increases and productivity decreases. Therefore, when adding Sb, the Sb content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less, and even more preferably 0.01% or less.
  • the hot press member of the present invention has an Al--Fe based intermetallic compound layer on at least one surface of the steel material.
  • a layer made of an Al--Fe intermetallic compound on the surface of the hot press member it is possible to prevent the generation and intrusion of hydrogen associated with corrosion of steel materials. For example, even when a coating film is provided on the surface of a hot-pressed member, corrosion usually progresses from locations where the antirust function of the coating film is degraded, such as scratches or painted edges of the coating film.
  • the presence of the Al--Fe intermetallic compound suppresses corrosion even in such a case, and as a result, it is possible to prevent the generation and penetration of hydrogen.
  • the Al--Fe based intermetallic compound layer may be provided on at least one surface of the steel material, but it is preferably provided on both surfaces.
  • the type of intermetallic compound constituting the Al--Fe based intermetallic compound layer is not particularly limited.
  • the constituent elements of the Al-rich phase include FeAl 3 , Fe 4 Al 13 , Fe 2 Al 5 , and the like.
  • the constituent elements of the Fe-rich phase include FeAl, Fe 3 Al, and the like.
  • the Al--Fe based intermetallic compound may also contain an Al--Fe--Si based intermetallic compound such as Fe 2 Al 5 Si. That is, the Al-Fe based intermetallic compound layer in one embodiment of the present invention is selected from the group consisting of FeAl 3 , Fe 4 Al 13 , Fe 2 Al 5 , FeAl, Fe 3 Al, and Fe 2 Al 5 Si.
  • the layer may include at least one of: Further, the Al-Fe based intermetallic compound layer is made of at least one selected from the group consisting of FeAl 3 , Fe 4 Al 13 , Fe 2 Al 5 , FeAl, Fe 3 Al, and Fe 2 Al 5 Si. It may be a layer.
  • the types of these intermetallic compounds can be identified by X-ray diffraction.
  • the Al-Fe based intermetallic compound layer has an Al-rich phase with an Al concentration of 40% or more and an Fe-rich phase with an Al concentration of less than 40%. include.
  • it is important that the average length in the cross section of the Fe-rich phase in the direction perpendicular to the plate thickness direction is 10 ⁇ m or less. The reason for this will be explained below.
  • an Al-based plated steel sheet is hot pressed, an Al--Fe based intermetallic compound layer is formed, and the Al--Fe based intermetallic compound layer has a layered structure.
  • the Al--Fe based intermetallic compound layer has a structure in which three or more layers, more generally five or more layers, of Al-rich phases and Fe-rich phases are alternately laminated.
  • the average length in the cross section of the Fe-rich phase in the direction perpendicular to the plate thickness direction (hereinafter sometimes simply referred to as "average length") is 10 ⁇ m or less. This indicates that the Fe-rich phase is finely divided in the direction of the plate surface. Since the hot pressed member of the present invention has a structure in which the Fe-rich phase is divided in this way, it has excellent hydrogen release characteristics. As described above, the present invention is based on a completely new technical idea of promoting hydrogen release by partitioning the Fe-rich phase.
  • the average length is preferably 8 ⁇ m or less, more preferably 6 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average length is not particularly limited, but from the viewpoint of scratch resistance, the average length is preferably 2 ⁇ m or more, and preferably 3 ⁇ m or more.
  • the cross-sectional area ratio of the Fe-rich phase in the Al-Fe-based intermetallic compound layer is not particularly limited, but from the viewpoint of further improving the hydrogen release rate, it is preferably 30% or less, and 20% or less. It is more preferable that it be present, and even more preferably that it be 10% or less.
  • the cross-sectional area ratio of the Fe-rich phase is preferably 3% or more, more preferably 5% or more.
  • the Fe-rich phase is distributed in the form of islands in the Al-rich phase.
  • the structure, dimensions of each phase, and cross-sectional area ratio of the Al-Fe-based intermetallic compound layer were determined using a scanning electron microscope (SEM) equipped with an energy-dispersive X-ray analyzer (EDX). It can be measured by observing the cross section of the image and analyzing the obtained image. More specifically, it can be measured by the method described in Examples.
  • SEM scanning electron microscope
  • EDX energy-dispersive X-ray analyzer
  • the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer depends on the plating layer thickness of the hot press steel plate used and the hot press conditions. If the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer is less than 10 ⁇ m, desired corrosion resistance after coating cannot be obtained. Therefore, the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer is set to 10 ⁇ m or more, preferably 13 ⁇ m or more, and more preferably 15 ⁇ m or more. On the other hand, when the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer exceeds 35 ⁇ m, the time required for dehydrogenation increases even if the morphology of the Fe-rich phase satisfies the requirements of the present invention. Therefore, the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer is set to 35 ⁇ m or less, preferably 30 ⁇ m or less, and more preferably 25 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Al-Fe-based intermetallic compound layer can be measured by the method described in Examples. Note that when the Al--Fe intermetallic compound layer is provided on both sides of the steel material, the thickness of the Al--Fe intermetallic compound layer on each surface is 10 to 35 ⁇ m. However, the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer on one surface may be the same as or different from the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer on the other surface.
  • the hot press member of the present invention has a diffusion layer formed at the interface between the Al--Fe based intermetallic compound layer and the steel material. Since the diffusion layer has a larger hydrogen diffusion coefficient than the intermetallic compound layer, it does not inhibit hydrogen release. Therefore, in the present invention, the thickness of the diffusion layer is not limited, but it is preferably 1 ⁇ m or more in order to maintain good adhesion between the Al--Fe intermetallic compound layer and the steel material. Furthermore, for the same reason, the thickness of the diffusion layer is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel material in the hot press member of the present invention is not particularly limited, it is preferably 0.30 mass ppm or less. If the amount of diffusible hydrogen is 0.30 mass ppm or less, it is possible to further reduce the risk of delayed fracture when residual stress is generated due to assembly, welding, etc. of hot press members. In order to further reduce the risk of delayed fracture, the amount of diffusible hydrogen in the steel material is more preferably 0.20 mass ppm or less, and even more preferably 0.10 mass ppm or less. The lower the amount of diffusible hydrogen, the better, so the lower limit is not particularly limited and may be 0 mass ppm, but may be 0.01 mass ppm or more in consideration of the quantitative limit of analysis.
  • the integrated value of the amount of hydrogen when the temperature is raised to 300°C by temperature-programmed desorption analysis is referred to as the amount of diffusible hydrogen. It is defined as
  • the strength of the hot-pressed member is not particularly limited, it is desirable that the hot-pressed member has high strength because it is generally used for applications that require strength, such as automobile parts.
  • frame parts such as center pillars that suppress deformation due to collisions are required to have a tensile strength of over 1320 MPa. Therefore, the tensile strength of the hot press member preferably exceeds 1320 MPa, more preferably exceeds 1.5 GPa, and even more preferably exceeds 1.8 GPa.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited either, but typically may be 2.5 GPa or less, and may be 2.2 GPa or less.
  • the yield strength of the hot press member exceeds 700 MPa. Moreover, it is preferable that the total elongation of the hot press member exceeds 7%.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited, but typically may be 1100 MPa or less, and may be 900 MPa or less. The upper limit of the total elongation is also not particularly limited, but typically may be 20% or less, and may be 15% or less.
  • a steel plate for hot pressing in one embodiment of the present invention includes a base steel plate and a plating layer with a thickness of 10 to 35 ⁇ m disposed on at least one surface of the steel plate.
  • the plating layer includes an interfacial alloy layer disposed on the base steel plate, and a metal layer having an Al content of 50% or more, disposed on the interfacial alloy layer.
  • the interfacial alloy layer includes a Si-rich phase with a Si concentration of 4% or more, and the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase to the entire interfacial alloy layer is 5% or more and 30% or less.
  • the thickness of the plating layer is set to 10 ⁇ m or more, preferably 12 ⁇ m or more, and more preferably 15 ⁇ m or more.
  • the thickness of the plating layer is 35 ⁇ m or less, preferably 30 ⁇ m or less, and more preferably 25 ⁇ m or less.
  • the thickness of the plating layer on either surface is set to 10 ⁇ m or more and 35 ⁇ m or less.
  • the thickness of the plating layer can be directly measured using an electromagnetic film thickness meter.
  • the thickness of the plating layer on one side of the base steel plate and the thickness of the plating layer on the other side may be the same or different. In other words, it is sufficient that the thickness of the plating layer on one side of the base steel sheet is 10 ⁇ m or more and 35 ⁇ m or less, and the thickness of the plating layer on the other side is also 10 ⁇ m or more and 35 ⁇ m or less.
  • the plating layer may be provided directly on the surface of the base steel sheet, but another layer (base film) may be provided between the base steel sheet and the plating layer.
  • the lower film may be, for example, a second plating layer (base plating layer) having a composition different from that of the plating layer.
  • a base plating layer it is preferable to use, for example, a base plating layer mainly composed of Fe or Ni.
  • the hot press steel sheet of the present invention may further include another layer (upper layer film) on the plating layer.
  • the upper film for example, a third plating layer having a composition different from that of the plating layer or a chemical conversion film can be used.
  • the third plating layer it is preferable to use, for example, a post-plating layer mainly composed of Ni.
  • the chemical conversion coating it is preferable to use a chemical conversion coating containing, for example, a phosphate, a zirconium compound, a titanium compound, or the like.
  • Interfacial alloy layer The above-mentioned steel plate for hot pressing is typically manufactured by hot-dipping a base steel plate as described below. At this time, Fe, Mn, etc. contained in the base steel plate react with components such as Al, Si, etc. contained in the plating bath, and an interfacial alloy layer is formed at the interface between the base steel plate and the metal layer.
  • the interfacial alloy layer includes a Si-rich phase with a Si concentration of 4% or more, and It is important that the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase is 5% or more and 30% or less. The reason for this will be explained below.
  • the hot-pressed member of the present invention achieves excellent hydrogen release characteristics by finely dividing the Fe-rich phase contained in the Al-Fe-based intermetallic compound layer in the direction of the plate surface. There is.
  • the structure of the Fe-rich phase in the Al-Fe intermetallic compound layer of the hot-pressed member depends on the proportion of the Si-rich phase in the interfacial alloy layer of the hot-pressed steel sheet. I found out that it does.
  • the Si-rich phase has a relatively high melting point compared to the phase with a low Si concentration and does not melt during the hot pressing process.
  • the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase to the entire interfacial alloy layer is higher than 30%, the Fe-rich phase in the Al-Fe intermetallic compound layer of the hot pressed member becomes continuous, making it difficult to achieve the desired hydrogen desorption properties. can't get it. Therefore, the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase is set to 30% or less.
  • the Si-rich phase has the effect of reducing the diffusion of Fe from the base steel sheet to the plating layer in the hot pressing process, and suppressing excessive thickening of the Al-Fe intermetallic compound layer in the hot pressing member. It also has As mentioned above, if the Al--Fe based intermetallic compound layer is too thick, the hydrogen desorption rate decreases.
  • the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase is set to 5% or more. If the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase is 5% or more, it becomes easy to control the thickness of the Al-Fe-based intermetallic compound layer within a desired range, and as a result, it becomes easy to obtain a hot-pressed member. Manufacturing conditions (heating conditions, etc.) are relaxed and productivity is improved.
  • the Si-rich phase refers to a phase in which the Si concentration is 4% or more.
  • the upper limit of the Si concentration in the Si-rich phase is not particularly limited, but is preferably 30% or less. Further, there are no particular limitations on the components other than Si in the Si-rich phase, but in one embodiment of the present invention, the Si-rich layer contains, in addition to Si, any component originating from the base steel plate and the plating layer. May be contained.
  • the Si-rich phase preferably contains Fe, Mn, and Al in addition to Si.
  • a typical composition of the Si-rich phase includes Fe: 20 to 40%, Si: 4 to 30%, and Mn: 0.1 to 5%, with the remainder consisting of Al and inevitable impurities. Illustrated.
  • the structure of the Al--Fe intermetallic compound layer in the hot press steel sheet is controlled by controlling the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase in the interfacial alloy layer. Therefore, the distribution and shape of the Si-rich phase in the interfacial alloy layer are not particularly limited.
  • the Si-rich phase may be layered, for example.
  • phase classification in these interfacial alloy layers can be determined by analyzing an image obtained by observation with an SEM equipped with EDX. More specifically, it can be measured by the method described in Examples.
  • the hot pressing steel sheet of the present invention has a metal layer on the interfacial alloy layer.
  • the metal layer may have an Al content of 50% or more, and other compositions are not particularly limited.
  • the metal layer may contain Si: 0.5 to 7.0% and Fe: 0 to 30%. The reason for this will be explained below.
  • Si in the metal layer is alloyed with Al and Fe during the hot pressing process to form an Al--Fe--Si intermetallic compound, particularly the aforementioned Fe-rich phase.
  • the Si concentration in the metal layer is It is preferably 7.0% or less.
  • the Si concentration in the metal layer is more preferably 5.0% or less, still more preferably 3.0% or less.
  • the Si concentration in the metal layer is preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more.
  • Fe 0-30%
  • Fe is contained in the metal layer by forming an alloy layer through the reaction between the plating bath and the base material, and also when the base material is eluted into the plating bath. It is also included in the metal layer by hot-dip plating.
  • the Fe concentration in the metal layer is mainly determined by the thickness of the alloy layer formed by the reaction between the plating bath and the base material, so it is determined by the plating bath temperature, the temperature and surface condition of the plate at the time of entering the bath, and the temperature and surface condition of the plate when entering the bath. It changes depending on the length of stay on the board, etc.
  • the Fe concentration in the metal layer is preferably 30% or less, more preferably 18% or less, and even more preferably 12% or less.
  • the Fe concentration in the metal layer is low. Therefore, the lower limit of the Fe concentration in the metal layer is set to 0%.
  • the metal layer contains Si: 0.5 to 7.0% and Fe: 0 to 30%, with the remainder being Al and inevitable impurities. It is preferable to have a component composition.
  • Examples of the unavoidable impurities include components originating from the base steel sheet and unavoidable impurities in the plating bath.
  • the total content of the unavoidable impurities is not particularly limited. However, from the perspective of preventing deterioration of the corrosion resistance of the plating layer due to the precipitation of intermetallic compounds that have a potential difference with the metal layer, the total amount of unavoidable impurities contained in the plating layer should be 1% or less. It is preferable.
  • the metal layer further contains Mg: 0.1 to 4.0%. The reason for this will be explained below.
  • Diffusible hydrogen in the hot-pressed member is generated when the metal of the plating layer is oxidized by water vapor contained in the atmosphere during the hot-pressing process.
  • metallic Al and Si exist in the surface layer of a general Al-plated steel sheet for hot pressing, and hydrogen atoms are generated when these react with water vapor.
  • the valence of Al is 3, three hydrogen atoms are generated when Al and water vapor react.
  • the valence of Si is 4, when Si and water vapor react, four hydrogen atoms are generated.
  • the amount of hydrogen generated per atom is smaller than that of Al and Si.
  • Mg is more easily oxidized than Al and Si, so when Mg is present, water vapor preferentially reacts with Mg. Therefore, by including Mg in the plating layer, the amount of hydrogen generation can be reduced.
  • the Mg concentration in the metal layer is 0.1% or more, the oxidation of Al is sufficiently suppressed, and the amount of diffusible hydrogen is further reduced. Therefore, from the viewpoint of further reducing the amount of diffusible hydrogen, the Mg concentration in the metal layer is preferably 0.1% or more, more preferably 0.3% or more, and 1% or more. It is even more preferable. On the other hand, when the Mg concentration is 4.0% or less, the oxide formed by oxidation of Mg is not granular but film-like, and the protection against oxidation of Mg itself is improved. As a result, the amount of diffusible hydrogen further decreases. Therefore, from the viewpoint of further reducing the amount of diffusible hydrogen, the Mg concentration is preferably 4.0% or less, more preferably 3.0% or less, and preferably 2.0% or less. More preferred.
  • the component composition of the metal layer further includes at least one selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B. may be contained in a total amount of 1% or less.
  • the hot-pressed plated steel sheet described above is hot-pressed to produce a hot-pressed member.
  • a hot press steel plate that satisfies the above conditions under general conditions a hot press member that satisfies the above conditions can be obtained.
  • the method of hot pressing is not particularly limited, and can be performed according to a conventional method.
  • a steel plate for hot pressing is heated to a predetermined heating temperature (heating step), and then the steel plate for hot pressing heated in the heating step is hot pressed (hot pressing step).
  • heating step heating step
  • hot pressing step hot pressing condition
  • the heating temperature in the heating step is lower than the Ac3 transformation point of the base steel plate, the strength of the final hot pressed member will be low. Therefore, the heating temperature is preferably equal to or higher than the Ac3 transformation point of the base steel plate.
  • the heating temperature is preferably 860°C or higher.
  • the heating temperature is preferably 1000°C or lower, more preferably 960°C or lower, and even more preferably 920°C or lower. Note that the Ac3 transformation point of the base steel plate varies depending on the steel composition, but is determined by the Formaster test.
  • the temperature at which the heating is started is not particularly limited, but is generally room temperature.
  • the time required to raise the temperature from the start of heating until reaching the heating temperature is not particularly limited and can be set to any time.
  • the heating time exceeds 300 seconds, the time of exposure to high temperatures increases, and the oxide layer produced by oxidation of the base material and the plating layer becomes excessively thick. Therefore, from the viewpoint of suppressing the decrease in paint adhesion caused by oxides, the heating time is preferably 300 seconds or less, more preferably 270 seconds or less, and even more preferably 240 seconds or less. preferable.
  • the heating time is less than 150 seconds, the coating layer may melt excessively during heating, which may stain the heating device or the mold. Therefore, from the viewpoint of further increasing the effect of preventing staining of the heating device and the mold, the heating time is preferably 150 seconds or more, more preferably 180 seconds or more, and 210 seconds or more. It is even more preferable.
  • the holding time is not particularly limited, and holding can be carried out for any desired length. However, if the holding time exceeds 300 seconds, the oxide layer produced by oxidation of the base material and coating layer becomes excessively thick, which may deteriorate the paint adhesion of the resulting hot-pressed member. Therefore, the holding time is preferably 300 seconds or less, more preferably 210 seconds or less, and even more preferably 120 seconds or less. On the other hand, the lower limit of the holding time is also not limited and may be 0 seconds, but from the viewpoint of homogeneously austenitizing the base steel plate, it is preferably 10 seconds or more.
  • the atmosphere in the heating step is not particularly limited, and heating can be performed under an atmospheric atmosphere or in an atmosphere into which the atmospheric atmosphere flows. From the viewpoint of further reducing the amount of diffusible hydrogen remaining in the member after hot pressing, it is preferable that the dew point of the atmosphere is 0° C. or lower.
  • the lower limit of the dew point is also not particularly limited, but may be, for example, ⁇ 40° C. or higher.
  • the method of heating the hot press steel plate is not particularly limited, and any method can be used.
  • the heating can be performed, for example, by furnace heating, current heating, induction heating, high frequency heating, flame heating, or the like.
  • the heating furnace any heating furnace such as an electric furnace or a gas furnace can be used.
  • Hot press After the above heating, the steel plate is hot pressed to form a hot pressed member.
  • cooling is performed using a mold or a coolant such as water at the same time or immediately after processing.
  • hot pressing conditions are not particularly limited. For example, pressing can be performed at a general hot pressing temperature range of 600 to 800°C.
  • the hot press steel plate of the present invention can be manufactured by hot-dipping a base steel plate. However, in order to make the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase in the obtained hot-pressing steel sheet 30% or less, it is necessary to perform both (A) and (B) below in the manufacturing process. (A) Reduction in the amount of Si in the plating bath (B) Reduction in the amount of Si in the outermost layer of the steel sheet
  • Base material steel plate any steel plate can be used without particular limitation.
  • the composition of the base material steel sheet is not particularly limited, but is preferably similar to the preferred composition of the steel material described above.
  • the base steel plate may be either a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate.
  • the hot rolled steel plate can be manufactured according to a conventional method.
  • a steel slab as a raw material may be heated and then hot rolled.
  • rough rolling and finish rolling can be sequentially performed. After the hot rolling, it is preferable to perform pickling.
  • the winding temperature is set to 600°C or higher, preferably 620°C or higher, more preferably 630°C or higher, and even more preferably 650°C or higher.
  • the winding temperature is preferably 800° C. or less.
  • the hot-rolled steel plate may be pickled and then cold-rolled according to a conventional method.
  • the rolling reduction in the cold rolling is not particularly limited, but from the viewpoint of mechanical properties of the steel sheet, the rolling reduction is preferably 30% or more. Moreover, from the viewpoint of rolling cost, it is preferable that the rolling reduction ratio is 90% or less.
  • the steel plate may be subjected to recrystallization annealing prior to hot dipping.
  • the conditions for the recrystallization annealing are not particularly limited either, and the recrystallization annealing can be carried out according to a conventional method. For example, after a steel plate has been subjected to a cleaning treatment such as degreasing, it can be heated to a predetermined temperature in an annealing furnace in a heating zone in the first stage, and then subjected to a prescribed heat treatment in a soaking zone in a subsequent stage. can.
  • the atmosphere in the annealing furnace is not particularly limited, it is preferably a reducing atmosphere in order to activate the surface layer of the steel sheet.
  • (B-2) Increasing the dew point of recrystallization annealing
  • the dew point needs to be 0° C. or higher.
  • the upper limit of the dew point is not particularly limited, in order to stably control the dew point at 20° C. or higher, large-scale humidification equipment is required, resulting in high equipment costs. Therefore, the dew point is preferably 20°C or lower.
  • (B-3) Formation of Fe-based pre-plating layer It is preferable to form an Fe-based pre-plating layer on the base steel sheet prior to hot dipping. By forming an Fe-based pre-plating layer on the surface of the base material steel sheet, the amount of Si in the outermost layer of the steel sheet can be reduced, and as a result, the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase in the steel sheet for hot pressing can be reduced.
  • the composition of the Fe-based pre-plating layer is not particularly limited, from this point of view, the Si concentration in the Fe-based pre-plating layer is preferably less than 0.1%, and the Fe-based pre-plating layer contains substantially no Si. It is more preferable not to include it.
  • the total concentration of components other than Fe contained in the Fe-based pre-plating layer is preferably less than 10%.
  • the Fe-based pre-plating layer preferably contains 90% or more of Fe.
  • the Fe-based pre-plating layer may be, for example, an Fe plating layer, an Fe--P alloy plating layer, an Fe--B alloy plating layer, or an Fe--O alloy plating layer.
  • the method for forming the Fe-based pre-plated layer is not particularly limited, but it is preferably formed by electroplating, which is excellent in film formation speed and economy.
  • the amount of the Fe-based pre-plating layer deposited is preferably 100 mg/m 2 or more from the viewpoint of stabilizing the plating quality.
  • the amount of the Fe-based pre-plating layer adhered is 10 g/m 2 or less.
  • a steel plate is immersed in a hot-dip plating bath to form a plating layer.
  • a plating bath it is necessary to use a plating bath having the following component composition. The reason for this will be explained below.
  • Si 0.5-7.0% Si is an element that reacts with Al in the bath, Fe, Mn, etc. in the base material, and forms an interfacial alloy layer in a steel plate for hot pressing. If the Si content in the plating bath is less than 0.5%, the interfacial alloy layer grows extremely fast in the plating bath, resulting in a film with poor cold workability, and it is difficult to form a plating layer with a thickness of 10 to 30 ⁇ m. It becomes difficult to obtain it stably. Therefore, the Si content is set to 0.5% or more. On the other hand, if the Si content is higher than 7.0%, the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase in the hot press steel sheet will be higher than 30%. Therefore, the Si content is set to 7.0% or less.
  • Fe 0-10.0% Fe is a component that exists in the bath by dissolving from the steel plate or equipment in the bath.
  • the Fe concentration in the plating bath is set to 10.0% or less, preferably 5.0% or less, and more preferably 3.0% or less. From the viewpoint of appearance quality, the lower the Fe concentration in the plating bath, the better. Therefore, the lower limit of the Fe content in the plating bath is 0%. Note that even if the Fe content in the plating bath is 0%, an intermetallic compound layer is formed by the reaction between the base iron and the components of the plating bath during hot-dip plating.
  • the component composition of the above plating bath can further contain Mg.
  • Mg 0.1-4.0%
  • Mg may be added to the metal layer of the hot pressing steel sheet, and for that purpose, an appropriate amount of Mg may also be added to the plating bath. do it. Since the Mg concentration in the metal layer is approximately the same as the Mg concentration in the plating bath, the preferred range of Mg content in the plating bath and its reason are the same as the explanation regarding the Mg concentration in the metal layer.
  • unavoidable impurities examples include components originating from the base steel plate and unavoidable impurities contained in the metal material (such as an ingot) for supplying the hot-dip plating bath components.
  • the total content of the unavoidable impurities is not particularly limited, but is preferably 1% or less in total.
  • the component composition of the hot-dip plating bath further includes at least one selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, Ti, Ni, Co, Sb, Zr, and B. 1% or less in total.
  • the temperature of the plating bath is preferably within the range of the solidification start temperature +20°C to 700°C.
  • the temperature of the plating bath is equal to or higher than (solidification start temperature + 20° C.)
  • the temperature of the plating bath is 700°C or less, it will be easier to perform rapid cooling after plating, and it will be possible to prevent the intermetallic compound layer formed between the steel sheet and the metal layer from becoming excessively thick. .
  • the temperature of the base steel sheet entering the plating bath is not particularly limited, but from the viewpoint of ensuring plating properties and preventing changes in bath temperature in continuous hot-dip plating operations, the temperature of the base steel sheet entering the plating bath is It is preferable to control the temperature within ⁇ 20°C.
  • the immersion time of the steel sheet in the hot-dip plating bath is not particularly limited, but from the viewpoint of ensuring a stable thickness of the plating layer, it is preferably 1 second or more.
  • the upper limit of the immersion time is not particularly limited, but from the viewpoint of preventing the intermetallic compound layer formed between the steel sheet and the metal layer from becoming excessively thick, the immersion time should be 5 seconds or less. It is preferable to do so.
  • the line speed is preferably about 150 to 230 mpm.
  • the line speed is preferably about 40 mpm.
  • the immersion length is preferably about 5 to 7 m.
  • the method of cooling the base steel plate after immersing it in the plating bath is not particularly limited, and any method can be used.
  • the cooling is preferably performed under a nitrogen gas atmosphere.
  • the reason why it is preferable to perform cooling under a nitrogen gas atmosphere is that it is not necessary to extremely increase the cooling rate and does not require large-scale cooling equipment, which is excellent in economical efficiency.
  • the nitrogen gas atmosphere may contain 4% by volume or less of hydrogen gas,
  • the production of the hot press steel plate is carried out in a continuous hot-dip plating facility.
  • the continuous plating equipment either continuous plating equipment having a non-oxidizing furnace or continuous plating equipment not having a non-oxidizing furnace can be used.
  • the steel plate for hot pressing of the present invention does not require special equipment as described above, and can be carried out using general hot-dip plating equipment, so it is also excellent in terms of productivity.
  • a base steel plate was produced using the following procedure.
  • the steel slab After heating the steel slab to 1200°C, it was hot-rolled into a hot-rolled steel plate with a thickness of 3.0 mm. The finishing temperature in the hot rolling was 930°C. The obtained hot rolled steel sheet was wound into a coil at the winding temperature shown in Table 1, and then cooled in the atmosphere.
  • the hot rolled steel sheet was pickled and then cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm.
  • a Fe plating layer as a pre-plating layer was formed on the surface of the obtained cold rolled steel sheet.
  • the Fe plating layer was formed by electroplating under the following conditions. For comparison, the Fe plating layer was not formed in some examples (Table 1).
  • ⁇ Plating solution composition Ferrous sulfate: 300g/L Sodium sulfate: 50g/L ⁇ pH: 1.8-2.2 ⁇ Liquid temperature: 55°C ⁇ Current density: 100A/dm 2 ⁇ Fe plating layer adhesion amount: 500mg/ m2
  • the base steel plate was immersed in a plating bath having the composition shown in Table 1 to perform hot-dip plating.
  • the bath temperature of the plating bath used was 660°C. After the steel plate was pulled up from the plating bath, it was cooled at an average cooling rate of 15° C./sec to solidify the plating layer, thereby obtaining a steel plate for hot pressing.
  • the cooling was performed by N2 gas wiping.
  • the thickness of the plating layer, the component composition of the metal layer, and the cross-sectional area ratio of the Si-rich layer were measured using the following methods. The measurement results are shown in Table 2.
  • Each hot press steel plate was embedded in a conductive resin, and the cross section was observed using a SEM to obtain a backscattered electron image. The observation was performed in 5 randomly selected fields at a magnification of 500x. The obtained backscattered electron image was analyzed based on the contrast, the area of the plating layer within the field of view was calculated, and the area was divided by the width of the field of view to determine the average thickness of the plating layer in the field of view. The arithmetic mean of the average thicknesses for 5 fields of view was taken as the thickness of the plating layer on the hot press steel plate.
  • the region where the Si concentration was 4% by mass or more was defined as the Si-rich phase based on the quantitative value obtained by EPMA, and the cross-sectional area (S2) of the Si-rich phase was determined.
  • the obtained S2 is divided by S1 to determine the cross-sectional area ratio of the Si-rich phase to the entire interfacial alloy layer, and the average value is determined as the cross-sectional area ratio of the Si-rich layer in the hot pressing steel plate. And so.
  • Component composition of metal layer Similarly to the interfacial alloy layer, the element distribution and concentration of the metal layer of each hot press steel sheet were measured by EPMA. The measurements were performed in 5 randomly selected fields at a magnification of 1000x. First, a metal layer was extracted by setting a contrast threshold of a backscattered electron image, and the average composition of the metal layer was measured by performing a surface analysis using EPMA on the metal layer. Measured values for 5 fields of view were averaged to obtain a representative value.
  • the obtained hot-pressed steel plate was hot-pressed according to the following procedure to produce a hot-pressed member.
  • a 100 mm x 200 mm test piece was taken from the hot press steel plate and heat treated in an electric furnace.
  • the heating temperature in the heat treatment was 910° C.
  • the heating time was 210 seconds
  • the holding time was 180 seconds.
  • the heating was performed in an atmosphere with a dew point of 10°C.
  • the test piece was taken out from the electric furnace and immediately hot pressed using a hat-shaped mold at a forming start temperature of 720°C to obtain a hot pressed member.
  • the shape of the obtained hot-pressed member was such that the flat portion of the upper surface had a length of 100 mm, the flat portion of the side surface had a length of 30 mm, and the flat portion of the lower surface had a length of 20 mm.
  • the bending R of the mold was 7R for both shoulders on the upper surface and both shoulders on the lower surface.
  • the thickness of the Al--Fe intermetallic compound layer, compositional analysis, and morphology of the Fe-rich phase were measured using the following methods. The measurement results are shown in Table 3.
  • the flat top portion of the obtained hot-pressed member was embedded in a conductive resin, and the cross section was observed using a SEM to obtain a backscattered electron image. The observation was performed in 5 randomly selected fields at a magnification of 500x. The obtained backscattered electron image is analyzed based on the contrast, and the area of the Al-Fe intermetallic compound layer within the field of view is calculated and divided by the width of the field of view. It was taken as the average thickness of the layer. The arithmetic mean of the average thicknesses for five fields of view was taken as the representative value of the thickness of the Al--Fe based intermetallic compound layer in the hot-pressed member.
  • the cross-sectional area ratio of the Fe-rich phase is calculated by dividing the area of the Fe-rich phase in each field of view by the area of the Al-Fe-based intermetallic compound layer, and the average value of the cross-sectional area ratio in the 5 fields of view is calculated as follows: It was taken as the cross-sectional area ratio of the Fe-rich phase in the steel sheet for use. In addition, by measuring the length in the in-plane cross-sectional direction of the independent Fe-rich phase existing in each field of view and averaging the measured values for all five fields of view, we can calculate the thickness of the Fe-rich phase in the cross section. The average length in the direction perpendicular to the direction was taken as the average length.
  • the amount of diffusible hydrogen in the obtained hot pressed member immediately after pressing was measured using the following method. A small piece of 10 x 15 mm was cut out from the flat part of the hot press member, and the intermetallic compound layer and diffusion layer on both sides were removed by grinding with a precision router. Thereafter, temperature-programmed desorption analysis was performed, and the integrated value of the amount of hydrogen when the temperature was raised to 300 degrees was defined as the amount of diffusible hydrogen. For the temperature-programmed desorption analysis, a temperature-programmed desorption analyzer manufactured by J-Science was used, the carrier gas was argon, and the temperature increase rate was 200° C./s.
  • the amount of diffusible hydrogen in the obtained steel was evaluated based on the following criteria.
  • the evaluation results are shown in Table 3. 1: Less than 0.30 mass ppm 2: 0.30 mass ppm or more and less than 0.50 mass ppm 3: 0.50 mass ppm or more and less than 1.00 mass ppm 4: 1.00 mass ppm or more
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is 1 2: The amount of diffusible hydrogen in steel is 2 or 3, and the hydrogen desorption time is 1 or 2. 3: The amount of diffusible hydrogen in steel is 2 or 3, and the hydrogen desorption time is 3 4: At least one of the amount of diffusible hydrogen in steel and the hydrogen desorption time is 4
  • the hot pressed members that met the conditions of the present invention had an overall rating of 2 or 1. That is, in the hot pressed member of the present invention, the amount of diffusible hydrogen immediately after hot pressing is as low as 0.30 mass ppm or less, and the risk of hydrogen embrittlement is small, or the amount of hydrogen immediately after hot pressing is 0.30 mass ppm or less. Even if it is high, exceeding 30 mass ppm, it will be reduced to 0.20 mass ppm or less by storing it at room temperature within 120 hours, and the risk of embrittlement due to hydrogen penetrating during manufacturing can be easily reduced. On the other hand, hot pressed members that do not meet the conditions of the present invention have a large amount of hydrogen immediately after hot pressing, and it is also difficult to reduce the amount of hydrogen in a short period of time.

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Abstract

熱間プレス工程で侵入する水素量が少なく、かつ侵入した水素を短時間で放出可能であり、耐遅れ破壊特性に優れる熱間プレス部材を提供する。鋼材と、前記鋼材の少なくとも一方の面に配された、厚さ１０～３５μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と前記鋼材との界面に配された拡散層とを備え、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が、Ａｌ濃度４０質量％以上であるＡｌリッチ相と、Ａｌ濃度４０質量％未満であるＦｅリッチ相とを含み、前記Ｆｅリッチ相の断面における板厚方向と垂直な方向の平均長さが１０μｍ以下である、熱間プレス部材。

Description

熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板、および熱間プレス部材の製造方法
　本発明は、熱間プレス部材、熱間プレス用鋼板、および熱間プレス部材の製造方法に関する。
　近年、自動車の分野では素材鋼板の高性能化とともに軽量化が促進されており、防錆性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板または電気亜鉛めっき鋼板の使用が増加している。しかし、多くの場合、鋼板の高強度化に伴ってそのプレス成形性が低下するため、複雑な部品形状を得ることは困難になる。例えば、自動車用途で、防錆性が必要であり、かつ難成形部品としてはシャシーなどの足回り部材やＢピラーなどの骨格用構造部材が挙げられる。
　このような背景から、近年では冷間プレスに比べてプレス成形性と高強度化の両立が容易である、熱間プレスによる自動車用部品の製造が急速に増加している。中でもＡｌ系めっき鋼板は、耐高温酸化性に優れることから熱間プレス用鋼板として注目されており、熱間プレスに適した様々なＡｌ系めっき鋼板と、前記Ａｌ系めっき鋼板を用いた熱間プレス部材が提案されている。
　例えば、特許文献１では、Ｓｉを１～１５質量％、Ｍｇを０．５～１０質量％含有するＡｌ系めっき層を有する、熱間プレス用Ａｌ系めっき鋼板が提案されている。
特開２００３－０３４８４５号公報
　しかし、特許文献１で提案されているような従来の技術には、以下に述べる問題があった。
　すなわち、上述したように熱間プレスは、自動車用の骨格用構造部材などの製造に広く用いられている。そして、熱間プレス部材としては、熱間プレス成形後の引張強度で１．５ＧＰａ級のものが主流であったが、自動車車体のさらなる軽量化のため、引張強度１．８ＧＰａ級以上となるような高強度化が望まれている。
　しかし、鋼材の強度が高くなると、それにともなって水素脆化の問題が顕著となるため、熱間プレス部材の高強度化のためには、より高度な水素脆化対策が必要となる。
　ここで、水素脆化の原因となる拡散性水素が鋼中に侵入する原因は、熱間プレス部材の製造過程における水素の侵入と、熱間プレス部材を実際に使用した際の腐食反応によって生じた水素の侵入の２つに大別することができる。しかし、一般的な自動車の使用環境において、Ａｌ系めっき鋼板を素材として用いた熱間プレス部材の腐食速度は小さく、腐食反応により生じる水素量も比較的小さい。
　一方、熱間プレス部材の製造過程において侵入する水素としては、熱間プレス用鋼板の製造時に導入される水素、熱間プレス工程で導入される水素、塗装工程で導入される水素などが挙げられる。Ａｌ系めっき鋼板を素材として用いた熱間プレス部材の場合、熱間プレス工程で導入される水素量が極めて大きいことが知られている。
　そのため、Ａｌ系めっき鋼板を素材として用いる場合には、熱間プレス工程で導入される拡散性水素量を低減することが特に重要となる。
　一方、熱間プレス工程で多量の水素が鋼中に導入された場合であっても、熱間プレス後に十分な滞留時間を設けることで水素を放出させ、鋼中水素量を低減できる場合がある。
　しかし、既存のＡｌ系めっき鋼板を素材として用いた熱間プレス部材では、めっき層を介した水素の放出速度が極めて小さい。そのため、実用上問題の生じないレベルまで拡散性水素量を低減させるためには、滞留時間を著しく長く設ける必要があり、生産性を低下させる要因となっていた。
　そのため、熱間プレス部材には、熱間プレス工程で侵入する水素量が少ないことに加えて、侵入した水素を短時間で放出できることが求められる。
　しかし、従来の熱間プレス部材は、侵入水素量の低減および侵入水素の放出のいずれの点でも十分な性能を有しているとはいえなかった。
　本発明は、上記の実状に鑑みてなされたものであり、熱間プレス工程で侵入する水素量が少なく、かつ侵入した水素を短時間で放出可能であり、耐遅れ破壊特性に優れる熱間プレス部材を提供することを目的とする。
　本発明は上記課題を解決することを目的としたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．鋼材と、
　前記鋼材の少なくとも一方の面に配された、厚さ１０～３５μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と前記鋼材との間の界面に配された拡散層とを備え、
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が、Ａｌ濃度４０質量％以上であるＡｌリッチ相と、Ａｌ濃度４０質量％未満であるＦｅリッチ相とを含み、
　前記Ｆｅリッチ相の断面における板厚方向と垂直な方向の平均長さが１０μｍ以下である、熱間プレス部材。
２．前記鋼材中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下である、上記１に記載の熱間プレス部材。
３．母材鋼板と、
　前記母材鋼板の少なくとも一方の面に配された、厚さ１０～３５μｍのめっき層とを備え、
　前記めっき層は、
　　前記母材鋼板上に配された界面合金層と、
　　前記界面合金層上に配された、Ａｌ含有量が５０質量％以上である金属層とを備え、
　前記界面合金層が、Ｓｉ濃度４質量％以上であるＳｉリッチ相を含み、
　前記界面合金層全体に対する前記Ｓｉリッチ相の断面積率が５％以上３０％以下である、熱間プレス用鋼板。
４．前記金属層が、
　　Ｓｉ：０．５～７．０質量％、および
　　Ｆｅ：０～３０質量％を含有する、上記３に記載の熱間プレス用鋼板。
５．前記金属層がさらに、
　　Ｍｇ：０．１～４．０質量％を含有する、上記４に記載の熱間プレス用鋼板。
６．上記３～５のいずれか一項に記載の熱間プレス用鋼板を熱間プレスして熱間プレス部材とする、熱間プレス部材の製造方法。
　本発明によれば、熱間プレス工程で侵入する水素量が少なく、かつ侵入した水素を短時間で放出可能であり、耐遅れ破壊特性に優れる熱間プレス部材を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、以下の説明によって何ら限定されるものではない。また、含有量の単位である「％」は、とくに断らない限り「質量％」を表す。
（１）熱間プレス部材
　本発明の一実施形態における熱間プレス部材は、母材としての鋼材と、前記鋼材の少なくとも一方の面に配されたＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と前記鋼材との間の界面に形成された拡散層とを有する。以下、各部について説明する。
［鋼材］
　本発明では、後述するように、鋼材の表面に所定の条件を満たすＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と拡散層とを設けることによって上記課題を解決している。したがって、上記鋼材としては、特に限定されることなく任意の鋼材を用いることができる。
　なお、本発明の熱間プレス部材は、後述するように熱間プレス用鋼板を熱間プレスすることにより製造される。したがって、前記鋼材は、熱間プレスにより成形された鋼板ということもできる。前記鋼板としては、冷延鋼板および熱延鋼板のいずれを用いることもできる。
　自動車用部材等として使用する観点からは、熱間プレス部材の強度が高いことが好ましい。特に、引張強度で９８０ＭＰａ級を超える、好ましくは１．８ＧＰａ級以上の熱間プレス部材を得るためには、下記の成分組成を有する鋼材を用いることが好ましい。
　Ｃ　：０．０５～０．５０％、
　Ｓｉ：０．１～１．５％、
　Ｍｎ：０．５～５．０％、
　Ｐ　：０．１％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．１０％以下、および
　Ｎ　：０．０１％以下を含有し、
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成。
　以下、上記好ましい成分組成における各元素の作用効果と好適な含有量について説明する。
Ｃ：０．０５～０．５０％
　Ｃは、マルテンサイトなどの組織を形成させることで強度を向上させる作用を有する元素である。９８０ＭＰａ級を超える強度を得るという観点からは、Ｃ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、スポット溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．４５％以下とすることがより好ましく、０．４３％以下とすることがさらに好ましく、０．４０％以下とすることが最も好ましい。
Ｓｉ：０．１～１．５％
　Ｓｉは、鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１％以上とすることが好ましく、０．２％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えるとフェライトが安定化されるため、焼き入れ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．５％以下とすることが好ましく、１．３％以下とすることがより好ましく、１．１％以下とすることがさらに好ましい。
Ｍｎ：０．５～５．０％
　Ｍｎは、冷却速度によらず高い強度を得るために有効な元素である。優れた機械特性や強度を確保するという観点からは、Ｍｎ含有量を０．５％以上とすることが好ましく、０．７％以上とすることがより好ましく、１．０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｍｎ含有量が５．０％を超えるとコストが上昇することに加え、Ｍｎの添加効果が飽和する。そのため、Ｍｎ含有量は５．０％以下とすることが好ましく、４．５％以下とすることがより好ましく、４．０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｐ：０．１％以下
　Ｐ含有量が過剰であると、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化により、局部延性が劣化する。そしてその結果、鋼板の強度と延性のバランスが低下する。そのため、鋼板の強度と延性のバランスを向上させるという観点からは、Ｐ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。一方、精錬コストの観点からは、Ｐ量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となる。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが望ましく、具体的には０．０１％以下とすることが好ましい。また、良好な伸びフランジ性を確保するという観点からは、０．００５％以下とすることがより好ましく、０．００１％以下とすることがさらに好ましい。一方、精錬コストの観点からは、Ｓ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、素材の鋼板のブランキング加工性および焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０７％以下とすることがより好ましく、０．０４％以下とすることがさらに好ましい。一方、脱酸材としての効果を確保する観点からは、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
　Ｎ含有量が０．０１％を超えると、熱間圧延時や熱間プレス前の加熱時にＡｌＮの窒化物を形成し、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、精錬コストの観点から、Ｎ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　また、上記成分組成は、さらに任意に、
　Ｎｂ：０．１０％以下、
　Ｔｉ：０．０５％以下、
　Ｂ　：０．０００２～０．００５％、
　Ｃｒ：０．１～１．０％、および
　Ｓｂ：０．００３～０．０３％
からなる群より選択される少なくとも１つを含有することができる。
Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは、鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると圧延加重が増大する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、精錬コストの観点からはＮｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０５％以下
　Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼の強化に有効な成分であるが、過剰に含まれると形状凍結性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、精錬コストの観点からはＴｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００２～０．００５％
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有する。Ｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂの過剰な添加は成形性を低下させる。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒ：０．１～１．０％
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼の強化および焼き入れ性を向上させるために有用な元素である。Ｃｒを添加する場合、前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．１％以上とすることが好ましく、０．２％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｒは高価な元素であるため、過剰なＣｒの添加は大幅なコストアップを招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．０％以下とすることが好ましく、０．６％以下とすることがより好ましい。
Ｓｂ：０．００３～０．０３％
　Ｓｂは、母材鋼板の製造の際、焼鈍工程において鋼板表層の脱炭を抑止する作用を有する元素である。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．０３％を超えると圧延荷重が増加するため、生産性が低下する。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０３％以下とすることが好ましく、０．０２％以下とすることがより好ましく、０．０１％以下とすることがさらに好ましい。
［Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層］
　本発明の熱間プレス部材は、鋼材の少なくとも一方の面に、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層を有する。熱間プレス部材の表面にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物からなる層を設けることにより、鋼材の腐食に伴う水素の発生と侵入を防止することができる。例えば、熱間プレス部材の表面に塗膜が設けられている場合でも、通常は、塗膜の傷部や塗装端部など、塗膜による防錆機能が低下した箇所から腐食が進行する。しかし、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物が存在することにより、そのような場合であっても腐食を抑制し、その結果、水素の発生と侵入を防止することができる。
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は、鋼材の少なくとも一方の面に設けられていればよいが、両面に設けられていることが好ましい。
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層を構成する金属間化合物の種類は特に限定されない。前記Ａｌリッチ相の構成要素としては、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ４Ａｌ１３、Ｆｅ２Ａｌ５、などが例示される。前記Ｆｅリッチ相の構成要素としてはＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌなどが例示される。また、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物は、Ｆｅ２Ａｌ５ＳｉなどのＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物を含有することもできる。すなわち、本発明の一実施形態におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ４Ａｌ１３、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌ、およびＦｅ２Ａｌ５Ｓｉからなる群より選択される少なくとも１つを含有する層であってよい。また、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は、ＦｅＡｌ３、Ｆｅ４Ａｌ１３、Ｆｅ２Ａｌ５、ＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌ、およびＦｅ２Ａｌ５Ｓｉからなる群より選択される少なくとも１つからなる層であってもよい。これらの金属間化合物の種類の同定は、Ｘ線回折により行うことができる。
平均長さ：１０μｍ以下
　本発明の熱間プレス部材では、上記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は、Ａｌ濃度４０％以上であるＡｌリッチ相と、Ａｌ濃度４０％未満であるＦｅリッチ相とを含む。そして、本発明では、前記Ｆｅリッチ相の断面における板厚方向と垂直な方向の平均長さを１０μｍ以下とすることが重要である。以下、その理由について説明する。
　一般的に、Ａｌ系めっき鋼板を熱間プレスした場合、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が形成されるが、そのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は層状構造を有している。典型的には、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層は、Ａｌリッチ相とＦｅリッチ相とが交互に３層以上、より一般的には５層以上積層した構造を有している。
　本発明者らの検討の結果、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が上記層構造を有する場合、水素が層間の界面にトラップされるため、水素の放出が阻害されることが分かった。すなわち、従来の熱間プレス部材では、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の構造が原因で、熱間プレス工程で鋼中に侵入した水素が放出される速度が極めて遅くなっている。
　これに対して本発明の熱間プレス部材では、Ｆｅリッチ相の断面における板厚方向と垂直な方向の平均長さ（以下、単に「平均長さ」という場合がある）を１０μｍ以下としている。これは、Ｆｅリッチ相が板面方向において微細に分断されていることを表している。本発明の熱間プレス部材は、このようにＦｅリッチ相が分断された構造を有するため、優れた水素放出特性を有している。このように、本発明は、Ｆｅリッチ相の分断により水素の放出を促進させるという、まったく新しい技術的思想に基づくものである。
　水素放出特性の観点からは、前記平均長さは８μｍ以下とすることが好ましく、６μｍ以下とすることがより好ましい。一方、前記平均長さの下限は特に限定されないが、耐疵付き性の観点からは、前記平均長さを２μｍ以上とすることが好ましく、３μｍ以上とすることが好ましい。
　また、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層におけるＦｅリッチ相の断面積率は特に限定されないが、水素放出速度をさらに向上させるという観点からは、３０％以下であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましく、１０％以下であることがさらに好ましい。一方、Ｆｅリッチ相の断面積率の下限についても特に限定されないが、Ｆｅに比べてＡｌは軟質であるため、Ｆｅリッチ相が存在せずＡｌリッチ相単相であると、耐疵付き性が低下する。そのため、耐疵付き性の観点からは、Ｆｅリッチ相の断面積率が３％以上であることが好ましく、５％以上であることがより好ましい。
　また、水素放出速度をさらに向上させるという観点からは、Ｆｅリッチ相がＡｌリッチ相中に島状に分布していることが好ましい。
　Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の構造、各相の寸法、および断面積率は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を備えた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によりＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の断面を観察し、得られた像を画像解析することにより測定することができる。より具体的には、実施例に記載した方法で測定することができる。
厚さ：１０～３５μｍ
　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、使用する熱間プレス用鋼板のめっき層厚さと、熱間プレス条件とに依存する。前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さが１０μｍ未満であると、所望の塗装後耐食性を得ることができない。そのため、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは１０μｍ以上、好ましくは１３μｍ以上、より好ましくは１５μｍ以上とする。一方、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さが３５μｍを超えると、Ｆｅリッチ相の形態が本発明の要件を満たしていたとしても、脱水素に要する時間が長くなる。そのため、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、３５μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下、より好ましくは２５μｍ以下とする。
　上記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、実施例に記載した方法で測定することができる。なお、前記鋼材の両面にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が設けられている場合、それぞれの面におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さを１０～３５μｍとする。ただし、一方の面におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さは、他方の面におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さと同じであってもよく、異なっていてもよい。
［拡散層］
　本発明の熱間プレス部材は、前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と前記鋼材との界面に形成された拡散層を有する。拡散層は、前記金属間化合物層と比較し水素拡散係数が大きいため、水素放出を阻害しない。そのため、本発明において拡散層の厚さは限定されないが、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と鋼材の良好な密着性を維持するため、１μｍ以上であることが好ましい。また、同様の理由から、前記拡散層の厚さは２０μｍ以下であることが好ましい。
　本発明の熱間プレス部材における、鋼材中の拡散性水素量は特に限定されないが、０．３０質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下であれば、熱間プレス部材の組付け・溶接などにより残留応力が生じた際の、遅れ破壊のリスクを一層低減することができる。遅れ破壊のリスクをさらに低減するためには、鋼材中の拡散性水素量を０．２０質量ｐｐｍ以下とすることがより好ましく、０．１０質量ｐｐｍ以下とすることがさらに好ましい。前記拡散性水素量は低ければ低いほど良いため下限は特に限定されず、０質量ｐｐｍであってよいが、分析の定量限界を考慮すると０．０１質量ｐｐｍ以上であってもよい。
　なお、本発明においては、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層を研削加工などにより除去した後、昇温脱離分析法により３００℃まで昇温した際の水素量の積算値を前記拡散性水素量と定義する。
　前記熱間プレス部材の強度は特に限定されないが、熱間プレス部材は一般的に自動車用部品など、強度が求められる用途に用いられることから、強度が高いことが望ましい。特に、衝突による変形を抑制するセンターピラーなどの骨格部品には１３２０ＭＰａを超える引張強さが求められる。そのため、前記熱間プレス部材の引張強度は１３２０ＭＰａを超えることが好ましく、１．５ＧＰａを超えることがより好ましく、１．８ＧＰａを超えることがさらに好ましい。一方、前記引張強度の上限についてもとくに限定されないが、典型的には２．５ＧＰａ以下であってよく、２．２ＧＰａ以下であってよい。
　また、エネルギー吸収を求められるサイドメンバーなどの部品に用いる場合には、降伏強度と伸びに優れることが求められる。そのため、前記熱間プレス部材の降伏強度は７００ＭＰａを超えることが好ましい。また、前記熱間プレス部材の全伸びは７％を超えることが好ましい。一方、前記降伏強度の上限はとくに限定されないが、典型的には１１００ＭＰａ以下であってよく、９００ＭＰａ以下であってよい。また、前記全伸びの上限についてもとくに限定されないが、典型的には２０％以下であってよく、１５％以下であってよい。
（２）熱間プレス用鋼板
　本発明の一実施形態における熱間プレス用鋼板は、母材鋼板と、前記鋼板の少なくとも一方の面に配された、厚さ１０～３５μｍのめっき層とを備える。そして、前記めっき層は、前記母材鋼板上に配された界面合金層と、前記界面合金層上に配された、Ａｌ含有量が５０％以上である金属層とを有する。前記界面合金層は、Ｓｉ濃度４％以上であるＳｉリッチ相を含み、前記界面合金層全体に対するＳｉリッチ相の断面積率が５％以上３０％以下である。
［めっき層］
　前記めっき層の厚さが１０μｍ未満であると、十分な耐食性を得られないことに加え、腐食に起因する水素の侵入量が増大し、遅れ破壊耐性が低下する。そのため、めっき層の厚さを１０μｍ以上、好ましくは１２μｍ以上、より好ましくは１５μｍ以上とする。一方、めっき層の厚さが３５μｍを超えると、めっき層の酸化量が大きくなるため、拡散性水素量を十分に低減することができない。そのため、めっき層の厚さは、３５μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下、より好ましくは２５μｍ以下とする。なお、母材鋼板の両面にめっき層が存在する場合、いずれの面においてもめっき層の厚さを１０μｍ以上３５μｍ以下とする。前記めっき層の厚さは、電磁式膜厚計を用いることで直接的に計測可能である。
　母材鋼板の一方の面のめっき層の厚さと、他方の面のめっき層の厚さは、同じであってもよく、異なっていてもよい。言い換えると、母材鋼板の一方の面のめっき層の厚さが１０μｍ以上３５μｍ以下であり、かつ、他方の面のめっき層の厚さも１０μｍ以上３５μｍ以下であればよい。
　前記めっき層は、母材鋼板の表面に直接設けられていてもよいが、母材鋼板とめっき層との間に、さらに別の層（下地皮膜）を備えていてもよい。前記下層皮膜は、例えば、前記めっき層とは異なる組成を有する第２のめっき層（下地めっき層）であってもよい。前記第２のめっき層としては、例えば、ＦｅまたはＮｉを主体とする下地めっき層などを用いることが好ましい。
　また、本発明の熱間プレス用鋼板は、前記めっき層の上に、さらに別の層（上層皮膜）を備えていてもよい。前記上層皮膜としては、例えば、前記めっき層とは異なる組成を有する第３のめっき層や、化成処理皮膜を用いることができる。前記第３のめっき層としては、例えば、Ｎｉを主体とする後めっき層を用いることが好ましい。また、前記化成処理皮膜としては、例えば、リン酸塩、ジルコニウム化合物、チタン化合物などを含有する化成処理皮膜を用いることが好ましい。
［界面合金層］
　上記熱間プレス用鋼板は、典型的には後述するように母材鋼板に溶融めっきを施すことにより製造される。その際、母材鋼板に含まれるＦｅやＭｎなどと、めっき浴に含まれるＡｌやＳｉなどの成分が反応し、母材鋼板と金属層との界面に界面合金層が形成される。
Ｓｉリッチ相の断面積率：５％以上３０％以下
　本発明の熱間プレス用鋼板においては、前記界面合金層が、Ｓｉ濃度４％以上であるＳｉリッチ相を含み、前記界面合金層全体に対する前記Ｓｉリッチ相の断面積率が５％以上３０％以下であることが重要である。以下、その理由について説明する。
　先に述べたように、本発明の熱間プレス部材では、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層に含まれるＦｅリッチ相を板面方向において微細に分断することによって優れた水素放出特性を実現している。
　そして、本発明者らの検討の結果、熱間プレス部材のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層におけるＦｅリッチ相の構造は、熱間プレス用鋼板の界面合金層に占めるＳｉリッチ相の割合に依存することが分かった。
　詳細な機構は明らかでないが、Ｓｉリッチ相はＳｉ濃度の低い相と比べて比較的融点が高く、熱間プレス過程で溶融しないためと推定される。界面合金層に占めるＳｉリッチ相の割合を適当な範囲に制御することで、熱間プレス部材のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層におけるＦｅリッチ相の断面積率と長さが低減し、水素脱離速度の大きな熱間プレス部材を得ることができる。
　界面合金層全体に対するＳｉリッチ相の断面積率が３０％より高いと、熱間プレス部材のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層におけるＦｅリッチ相が連続化した状態となり、所望の水素脱離特性を得ることができない。そのため、Ｓｉリッチ相の断面積率は３０％以下とする。一方、Ｓｉリッチ相は、熱間プレス工程における母材鋼板からめっき層へのＦｅの拡散を低減し、熱間プレス部材におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の過剰な厚膜化を抑制する効果も有している。先に述べたように、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が過度に厚いと水素脱離速度が低下する。そのため、前記Ｓｉリッチ相の断面積率は５％以上とする。前記Ｓｉリッチ相の断面積率は５％以上であれば、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さを所望の範囲にとすることが容易となり、その結果、熱間プレス部材を得るための製造条件（加熱条件など）が緩和され、生産性が向上する。
　なお、ここで、Ｓｉリッチ相とは、Ｓｉ濃度が４％以上である相を指すものとする。
　前記Ｓｉリッチ相におけるＳｉ濃度の上限は特に限定されないが、３０％以下であることが好ましい。また、前記Ｓｉリッチ相におけるＳｉ以外の成分についても特に限定されないが、本発明の一実施形態においては、前記Ｓｉリッチ層が、Ｓｉに加え、母材鋼板およびめっき層に由来する任意の成分を含有してもよい。前記Ｓｉリッチ相は、Ｓｉに加え、Ｆｅ、Ｍｎ、およびＡｌを含むことが好ましい。前記Ｓｉリッチ相の典型的な組成としては、Ｆｅ：２０～４０％、Ｓｉ：４～３０％、およびＭｎ：０．１～５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものが例示される。
　本発明では界面合金層におけるＳｉリッチ相の断面積率を制御することによって熱間プレス用鋼板におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の構造を制御している。したがって、界面合金層におけるＳｉリッチ相の分布や形状は特に限定されない。前記Ｓｉリッチ相は、例えば、層状であってもよい。
　これらの界面合金層における相別は、ＥＤＸを具備したＳＥＭで観察して得た像を画像解析することで求めることができる。より具体的には、実施例に記載した方法で測定することができる。
［金属層］
　本発明の熱間プレス用鋼板は、前記界面合金層上に金属層を有する。前記金属層は、Ａｌ含有量が５０％以上であればよく、その他の組成は特に限定されない。
　本発明の一実施形態では、前記金属層が、Ｓｉ：０．５～７．０％およびＦｅ：０～３０％を含有することができる。以下、その理由について説明する。
Ｓｉ：０．５～７．０％
　金属層中のＳｉは、熱間プレス過程でＡｌ、Ｆｅと合金化し、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ金属間化合物、特に前述のＦｅリッチ相を形成する。熱間プレス部材のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層におけるＦｅリッチ相を不連続化させるためには、金属層中のＳｉ量を制限することが肝要であることから、金属層中のＳｉ濃度は７．０％以下とすることが好ましい。金属層中のＳｉ濃度は、より好ましくは５．０％以下、さらに好ましくは３．０％以下とする。一方、Ｓｉ濃度が０．５％未満であると、熱間プレス部材のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層におけるＦｅリッチ相が形成されにくくなり、その結果、耐疵付き性が低下する。そのため、金属層中のＳｉ濃度は０．５％以上とすることが好ましく、より好ましくは１．０％以上とする。
Ｆｅ：０～３０％
　Ｆｅは、溶融めっき法によりめっき層を成膜する場合に、めっき浴と母材が反応することにより合金層を形成して金属層に含有されるほか、めっき浴に母材が溶出し、これが溶融めっきされることによっても金属層に含有される。金属層中のＦｅ濃度は、主としてめっき浴と母材の反応により形成される合金層の厚さによって決定されるため、めっき浴温、浴への浸入時の板の温度および表面状態、浴中の板の滞在時間、などによって変化する。
　金属層中のＦｅ濃度が３０％を超えると、金属層中にＦｅを含有する金属間化合物が過剰に析出する。その結果、合金化速度が大きくなり、熱間プレス部材における金属間化合物層が厚くなりやすくなる。そのため、金属層中のＦｅ濃度は３０％以下とすることが好ましく、１８％以下とすることがより好ましく、１２％以下とすることがさらに好ましい。一方、熱間プレス鋼板における金属間化合物低減の観点からは、金属層中のＦｅ濃度は低い方が好ましい。そのため、金属層中のＦｅ濃度の下限は０％とする。
　本発明の一実施形態における熱間プレス用鋼板においては、上記金属層は、Ｓｉ：０．５～７．０％およびＦｅ：０～３０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物である成分組成を有することが好ましい。
　前記不可避的不純物としては、母材鋼板に由来する成分や、めっき浴中の不可避的不純物が挙げられる。前記不可避的不純物の総含有量は特に限定されない。しかし、金属層と電位差を有する金属間化合物が析出することでめっき層の耐食性が劣化することを防止するという観点からは、めっき層に含まれる不可避的不純物の量は合計で１％以下であることが好ましい。
　上記金属層は、Ｍｇ：０．１～４．０％をさらに含有することが好ましい。以下、その理由について説明する。
Ｍｇ：０．１～４．０％
　熱間プレス部材における拡散性水素は、熱間プレス工程において、めっき層の金属が雰囲気に含有される水蒸気により酸化されることで生じる。例えば、一般的な熱間プレス用Ａｌ系めっき鋼板の表層には金属状態のＡｌとＳｉが存在しており、これらが水蒸気と反応することにより水素原子が発生する。その際、Ａｌの原子価は３であるため、Ａｌと水蒸気が反応した場合には３個の水素原子が発生する。同様に、Ｓｉの原子価は４であるため、Ｓｉと水蒸気が反応した場合には４個の水素原子が発生する。
　これに対して、Ｍｇの原子価は２であるため、１原子あたりの水素発生量がＡｌおよびＳｉよりも少ない。加えて、ＭｇはＡｌおよびＳｉより易酸化性であるため、Ｍｇが存在する場合、水蒸気はＭｇと優先的に反応する。そのため、Ｍｇをめっき層に含有させることで、水素発生量を低減できる。
　金属層中のＭｇ濃度が０．１％以上であれば、Ａｌの酸化が十分に抑制されるため、拡散性水素量がさらに減少する。そのため、拡散性水素量をさらに低減するという観点からは、金属層中のＭｇ濃度を０．１％以上とすることが好ましく、０．３％以上とすることがより好ましく、１％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｍｇ濃度が４．０％以下であると、Ｍｇの酸化により形成される酸化物が粒状ではなく膜状となり、Ｍｇ自身の酸化に対する保護性が向上する。そしてその結果、拡散性水素量がさらに低下する。そのため、拡散性水素量をさらに低減するという観点からは、Ｍｇ濃度を４．０％以下とすることが好ましく、３．０％以下とすることがより好ましく、２．０％以下とすることがさらに好ましい。
　本発明の他の実施形態においては、前記金属層の成分組成は、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で１％以下含有することができる。
（３）熱間プレス部材の製造方法
　次に、本発明の熱間プレス部材の好適な製造方法について説明する。
　本発明の一実施形態においては、上記熱間プレス用めっき鋼板を熱間プレスして熱間プレス部材を製造する。上述した条件を満たす熱間プレス用鋼板を一般的な条件で熱間プレスすることで、上記条件を満たす熱間プレス部材を得ることができる。
　熱間プレスを行う方法はとくに限定されず、常法に従って行うことができる。典型的には、熱間プレス用鋼板を所定の加熱温度まで加熱し（加熱工程）、次いで、前記加熱工程で加熱された前記熱間プレス用鋼板を熱間プレスする（熱間プレス工程）。以下、好ましい熱間プレス条件について説明する。
［加熱］
　前記加熱工程における加熱温度が母材鋼板のＡｃ３変態点より低いと、最終的な熱間プレス部材の強度が低くなる。そのため、前記加熱温度は母材鋼板のＡｃ３変態点以上とすることが好ましい。前記加熱温度は８６０℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１０００℃を超えると、母材や被覆層が酸化して生じる酸化物層が過度に厚くなることにより、得られる熱間プレス部材の塗料密着性が劣化するおそれがある。そのため、前記加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましく、９６０℃以下とすることがより好ましく、９２０℃以下とすることがさらに好ましい。なお、母材鋼板のＡｃ３変態点は鋼成分により異なるが、フォーマスタ試験により求められる。
　前記加熱を開始する温度はとくに限定されないが、一般的には室温である。
　加熱を開始してから前記加熱温度に到達するまでの昇温に要する時間（昇温時間）はとくに限定されることなく、任意の時間とすることができる。しかし、前記昇温時間が３００秒を超えると、高温にさらされる時間が長くなるため、母材やめっき層が酸化して生じる酸化物層が過度に厚くなる。そのため、酸化物による塗料密着性の低下を抑制するという観点からは、前記昇温時間を３００秒以下とすることが好ましく、２７０秒以下とすることがより好ましく、２４０秒以下とすることがさらに好ましい。一方、前記昇温時間が１５０秒未満であると、加熱途中に被覆層が過度に溶融し、加熱装置や金型を汚損するおそれがある。そのため、加熱装置や金型の汚損を防止する効果をさらに高めるという観点からは、前記昇温時間を１５０秒以上とすることが好ましく、１８０秒以上とすることがより好ましく、２１０秒以上とすることがさらに好ましい。
　前記加熱温度に到達した後は、当該加熱温度に保持してもよい。前記保持を行う場合、保持時間はとくに限定されず、任意の長さの保持を行うことができる。しかし、保持時間が３００秒を超えると、母材や被覆層が酸化して生じる酸化物層が過度に厚くなることにより、得られる熱間プレス部材の塗料密着性が劣化するおそれがある。そのため、保持時間は３００秒以下とすることが好ましく、２１０秒以下とすることがより好ましく、１２０秒以下とすることがさらに好ましい。一方、保持時間の下限についても限定されず、０秒であってもよいが、母材鋼板を均質にオーステナイト化させるという観点からは、１０秒以上とすることが好ましい。
　前記加熱工程における雰囲気は特に限定されず、大気雰囲気下ならびに大気雰囲気の流入する雰囲気のもとで加熱を行うことができる。熱間プレス後の部材に残留する拡散性水素量をさらに低減するという観点からは、前記雰囲気の露点を０℃以下とすることが好ましい。前記露点の下限についてもとくに限定されないが、例えば、－４０℃以上であってよい。
　熱間プレス用鋼板を加熱する方法はとくに限定されず、任意の方法で加熱することができる。前記加熱は、例えば、炉加熱による加熱、通電加熱、誘導加熱、高周波加熱、火炎加熱などにより行うことができる。前記加熱炉としては、電気炉やガス炉など、任意の加熱炉を用いることができる。
［熱間プレス］
　上記加熱の後、鋼板を熱間プレス加工して熱間プレス部材とする。前記熱間プレスにおいては、加工と同時または直後に金型や水などの冷媒を用いて冷却が行われる。本発明においては、熱間プレス条件は特に限定されない。例えば、一般的な熱間プレス温度範囲である６００～８００℃でプレスを行うことが出来る。
（４）熱間プレス用鋼板の製造方法
　次に、本発明の熱間プレス用鋼板の好適な製造方法について説明する。
　本発明の熱間プレス用鋼板は、母材鋼板に対して溶融めっきを施すことによって製造することができる。ただし、得られる熱間プレス用鋼板におけるＳｉリッチ相の断面積率を３０％以下とするためには、製造過程において、下記（Ａ）および（Ｂ）の両者を行う必要がある。
（Ａ）めっき浴中のＳｉ量の低減
（Ｂ）鋼板最表層におけるＳｉ量の低減
　そして、上記（Ｂ）の具体的な方法としては、下記（Ｂ－１）～（Ｂ－３）が挙げられる。
（Ｂ－１）熱延後の巻取り温度の高温化
（Ｂ－２）再結晶焼鈍の高露点化
（Ｂ－３）Ｆｅ系プレめっき層の形成
　以下、これらの手法を利用して熱間プレス用鋼板を製造するための具体的な条件について説明する。
［母材鋼板］
　上記母材鋼板としては、特に限定されることなく任意の鋼板を用いることができる。前記母材鋼板の成分組成はとくに限定されないが、上述した鋼材の好適な成分組成と同様とすることが好ましい。
　前記母材鋼板は、熱延鋼板および冷延鋼板のいずれであってもよい。
　前記母材鋼板として熱延鋼板を用いる場合、前記熱延鋼板は常法に従って製造することができる。典型的には、素材としての鋼スラブを加熱し、次いで熱間圧延すればよい。前記熱間圧延においては、粗圧延および仕上圧延を順次施すことができる。前記熱間圧延後には、酸洗を行うことが好ましい。
（Ｂ－１）熱延後の巻取り温度の高温化
　得られた熱延鋼板は、コイル状に巻取られる。その際、巻取温度を高くすることにより、鋼板表層の内部に内部酸化物を形成することができる。内部酸化物を形成させることで、溶融めっき過程での鋼板最表層へのＳｉの拡散速度を低下させることができ、その結果、熱間プレス用鋼板におけるＳｉリッチ相の断面積率を低下させることができる。そのため、Ｓｉリッチ相の断面積率を３０％以下とするために、巻取温度を６００℃以上、好ましくは６２０℃以上、より好ましくは６３０℃以上、さらに好ましくは６５０℃以上とする。一方、巻取温度が高すぎると、鋼板の内部酸化層が厚くなり過ぎ、溶接性が低下する。そのため、溶接性の観点からは、前記巻取温度を８００℃以下とすることが好ましい。
　前記母材鋼板として冷延鋼板を使用する場合には、上記熱延鋼板を酸洗した後、さらに常法に従って冷間圧延を行えばよい。前記冷間圧延における圧下率はとくに限定されないが、鋼板の機械的特性の観点からは前記圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、圧延コストの観点からは、前記圧下率を９０％以下とすることが好ましい。
　前記鋼板には、溶融めっきに先だって再結晶焼鈍を施してもよい。前記再結晶焼鈍の条件についてもとくに限定されず、常法に従って行うことができる。例えば、鋼板に脱脂などの清浄化処理を施した後、焼鈍炉を用いて、前段の加熱帯で鋼板の所定温度まで加熱する加熱処理を行い、後段の均熱帯で所定の熱処理を施すことができる。焼鈍炉内の雰囲気はとくに限定されないが、鋼板の表層を活性化するために還元雰囲気とすることが好ましい。
（Ｂ－２）再結晶焼鈍の高露点化
　上記再結晶焼鈍を行う場合、該再結晶焼鈍を行う際の雰囲気の露点を高くすることにより、鋼板表層の内部に内部酸化物を形成させ、溶融めっき過程での鋼板最表層へのＳｉの拡散速度を低下させることができる。前記効果を得るためには、露点を０℃以上とする必要がある。前記露点の上限はとくに限定されないが、露点を２０℃以上で安定的に制御するには、大掛かりな加湿設備を必要とし、設備コスト高となる。そのため、前記露点は２０℃以下であることが好ましい。
（Ｂ－３）Ｆｅ系プレめっき層の形成
　上記母材鋼板には、溶融めっきに先だってＦｅ系プレめっき層を形成することが好ましい。母材鋼板の表面にＦｅ系プレめっき層を形成することにより、鋼板最表層におけるＳｉ量を低減し、その結果、熱間プレス用鋼板におけるＳｉリッチ相の断面積率を低減することができる。前記Ｆｅ系プレめっき層の組成は特に限定されないが、この観点からは、前記Ｆｅ系プレめっき層におけるＳｉ濃度は０．１％未満とすることが好ましく、前記Ｆｅ系プレめっき層がＳｉを実質的に含まないことがより好ましい。前記Ｆｅ系プレめっき層に含まれるＦｅ以外の成分の合計濃度は１０％未満とすることが好ましい。言い換えると、前記Ｆｅ系プレめっき層は、Ｆｅを９０％以上含むめっき層であることが好ましい。前記Ｆｅ系プレめっき層は、例えば、Ｆｅめっき層、Ｆｅ－Ｐ合金めっき層、Ｆｅ－Ｂ合金めっき層、Ｆｅ－Ｏ合金めっき層であってよい。
　前記Ｆｅ系プレめっき層の成膜方法は特に限定されないが、成膜速度と経済性に優れる電気めっき法により形成することが好ましい。前記Ｆｅ系プレめっき層の付着量は、めっき品質の安定化の観点からは、１００ｍｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。一方、付着量を過剰に大きくしても鋼板最表層のＳｉ量を低減する効果は飽和し、製造コストが増加するばかりである。そのため、前記Ｆｅ系プレめっき層の付着量は１０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
［溶融めっき］
　本発明では、鋼板を溶融めっき浴に浸漬してめっき層を形成する。前記めっき浴としては、下記の成分組成を有するめっき浴を用いる必要がある。以下、その理由について説明する。
　Ｓｉ：０．５～７．０％、および
　Ｆｅ：０～１０．０％、を含有し
　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成。
Ｓｉ：０．５～７．０％
　Ｓｉは、浴中のＡｌや母材のＦｅ、Ｍｎ等と反応し、熱間プレス用鋼板における界面合金層を形成する元素である。めっき浴におけるＳｉ含有量が０．５％未満であると、めっき浴中での界面合金層の成長が著しく速く、冷間加工性に劣る皮膜となるとともに、厚さ１０～３０μｍのめっき層を安定的に得るのが困難となる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が７．０％より高いと、熱間プレス用鋼板におけるＳｉリッチ相の断面積率が３０％より高くなってしまう。そのため、Ｓｉ含有量は７．０％以下とする。
　Ｓｉリッチ相の断面積率が３０％以下である熱間プレス用鋼板を得るためには、上述したように、めっき浴におけるＳｉ含有量を７．０％以下とすることに加えて、先に述べた（Ｂ－１）、（Ｂ－２）、および（Ｂ－３）のうち少なくとも１つを行う必要がある。
Ｆｅ：０～１０．０％
　Ｆｅは、鋼板または浴中機器から溶け出すことで浴中に存在する成分である。めっき浴中のＦｅ含有量が１０．０％を超えると、浴中のドロス量が過大となり、めっき鋼板に付着することで外観品質の劣化を生じる。そのため、めっき浴中のＦｅ濃度は１０．０％以下、好ましくは５．０％以下、より好ましくは３．０％以下とする。外観品質の観点からは、めっき浴中のＦｅ濃度は低ければ低いほどよい。そのため、めっき浴中のＦｅ含有量の下限は０％とする。なお、めっき浴中のＦｅ含有量が０％であっても、溶融めっきの際に地鉄とめっき浴の成分とが反応することにより金属間化合物層が形成される。
　上記めっき浴の成分組成は、さらにＭｇを含有することができる。
Ｍｇ：０．１～４．０％
　熱間プレス工程で侵入する水素量をさらに低減する目的で、前述のように、熱間プレス用鋼板の金属層にＭｇを添加してもよく、そのためにはめっき浴にも適量のＭｇを添加すればよい。金属層中のＭｇ濃度はめっき浴中のＭｇ濃度と同程度の値となることから、めっき浴における好ましいＭｇ含有量の範囲およびその理由は、金属層中のＭｇ濃度に関する説明と同様である。
　前記不可避的不純物としては、母材鋼板に由来する成分や、溶融めっき浴成分を供給するための金属材料（インゴットなど）に含まれる不可避的不純物が挙げられる。前記不可避的不純物の総含有量は特に限定されないが、合計で１％以下であることが好ましい。
　本発明の他の実施形態においては、前記溶融めっき浴の成分組成は、さらに、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｚｒ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを、合計で１％以下含有することができる。
　前記めっき浴の温度については、凝固開始温度＋２０℃～７００℃の範囲とすることが好ましい。めっき浴の温度が（凝固開始温度＋２０℃）以上であれば、めっき浴の局所的な温度低下に起因する成分の局所的な凝固を防止することができる。また、めっき浴の温度が７００℃以下であれば、めっき後の急速冷却を行うことが容易となり、鋼板と金属層との間に形成される金属間化合物層が過度に厚くなることを防止できる。
　また、前記めっき浴に浸入する母材鋼板の温度（浸入板温）については、特に限定はしないが、連続式溶融めっき操業におけるめっき特性の確保や浴温度の変化を防ぐ点から、前記めっき浴の温度に対して±２０℃以内に制御することが好ましい。
　前記鋼板の溶融めっき浴中での浸漬時間は、とくに限定されないが、めっき層の厚さを安定して確保するという観点からは、１秒以上とすることが好ましい。一方、前記浸漬時間の上限についてもとくに限定されないが、鋼板と金属層との間に形成される金属間化合物層が過度に厚くなることを防止するという観点からは、浸漬時間を５秒以下とすることが好ましい。
　なお、前記母材鋼板の前記めっき浴中への浸漬条件については、特に限定はしない。例えば、板厚０．６ｍｍ以上、１．６ｍｍ未満の比較的薄い鋼板に対してめっき処理を行う場合は、１５０～２３０ｍｐｍ程度のラインスピードとすることが好ましい。板厚１．６ｍｍ以上、３．０ｍｍ以下の比較的厚い鋼板に対してめっき処理を行う場合には、４０ｍｐｍ程度のラインスピードとすることが好ましい。また、浸漬長さは、５～７ｍ程度とすることが好ましい。
　本発明において、母材鋼板のめっき浴への浸漬後の冷却の方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。前記冷却は、窒素ガス雰囲気下で行うことが好ましい。冷却を窒素ガス雰囲気下で行うことが好ましい理由は、冷却速度を極端に大きくする必要がなく、かつ大掛かりな冷却設備を必要としないことから経済性に優れるためである。前記窒素ガス雰囲気は、４体積％以下の水素ガスを含有してもよい、
　特に限定はされないが、前記熱間プレス用鋼板の製造は、連続式溶融めっき設備において行うことが好ましい。なお、連続式めっき設備としては、無酸化炉を有する連続式めっき設備と、無酸化炉を有しない連続式めっき設備のいずれをも用いることができる。本発明の熱間プレス用鋼板は、このように特殊な設備を必要とせず、一般的な溶融めっき設備により実施することができるため、生産性の面でも優れている。
　以下、本発明の作用・効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　まず、以下の手順で母材鋼板を作製した。
　質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．２０％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４％、Ｔｉ：０．０２％、Ｂ：０．００２％、Ｃｒ：０．１８％、およびＳｂ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を転炉で溶製し、大気下にて冷却することにより鋼スラブを得た。前記鋼のＡｃ３変態点は７８３℃、Ａｒ３変態点は７０６℃であった。
　前記鋼スラブを１２００℃まで加熱した後、熱間圧延して厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。前記熱間圧延における仕上温度は９３０℃とした。得られた熱延鋼板は、表１に示す巻取り温度でコイル状に巻き取り、次いで、大気中で冷却した。
　前記熱延鋼板を酸洗し、次いで冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
　得られた冷延鋼板の表面に、プレめっき層としてのＦｅめっき層を形成した。前記Ｆｅめっき層の形成は電気めっき法で行い、その際の条件は次の通りとした。なお、比較のため、一部の実施例では前記Ｆｅめっき層を形成しなかった（表１）。
・めっき液組成
　硫酸第一鉄：３００ｇ／Ｌ
　硫酸ナトリウム：５０ｇ／Ｌ
・ｐＨ：１．８～２．２
・液温：５５℃
・電流密度：１００Ａ／ｄｍ２
・Ｆｅめっき層の付着量：５００ｍｇ／ｍ２
　上記母材鋼板を、表１に示す成分組成を有するめっき浴に浸漬して溶融めっきを施した。使用しためっき浴の浴温は６６０℃とした。前記めっき浴から鋼板を引上げた後、１５℃／秒の平均冷却速度で冷却を行ってめっき層を凝固させ、熱間プレス用鋼板を得た。前記冷却は、Ｎ２ガスワイピングにより実施した。
　得られた熱間プレス用鋼板について、以下の方法でめっき層の厚さ、金属層の成分組成、およびＳｉリッチ層の断面積率を測定した。測定結果は表２に示す。
（めっき層の厚さ）
　前記各熱間プレス用鋼板を導電性樹脂に埋め込み、断面をＳＥＭにより観察して反射電子像を得た。前記観察は、倍率５００倍で、無作為に選択した５視野において実施した。得られた反射電子像をコントラストに基づき画像解析し、視野内におけるめっき層の面積を算出し、視野の幅で除することによって、その視野におけるめっき層の平均厚さとした。５視野分の平均厚さの相加平均を、その熱間プレス用鋼板におけるめっき層の厚さとした。
（Ｓｉリッチ相の断面積率）
　前記各熱間プレス用鋼板の界面合金層について、電子線プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により元素分布と濃度を定量した。前記観察は、倍率１０００倍で、無作為に選択した５視野において実施した。まず、反射電子像のコントラストの閾値を設定し、金属層と母材の間の界面合金層を抽出し、前記界面合金層の断面積（Ｓ１）を求めた。なお、すべての実施例の熱間プレス用鋼板は、界面合金層と、前記界面合金層の上の金属層とを有していた。
　次に、ＥＰＭＡによる定量値で、Ｓｉ濃度が４質量％以上である領域をＳｉリッチ相とし、前記Ｓｉリッチ相の断面積（Ｓ２）を求めた。前記５視野のそれぞれについて、得られたＳ２をＳ１で割ることによって界面合金層全体に対するＳｉリッチ相の断面積率を求め、その平均値を当該熱間プレス用鋼板におけるＳｉリッチ層の断面積率とした。
（金属層の成分組成）
　前記各熱間プレス用鋼板の金属層についても、界面合金層と同様に、ＥＰＭＡにより元素分布と濃度を測定した。前記測定は、倍率１０００倍で、無作為に選択した５視野において実施した。まず、反射電子像のコントラストの閾値を設定することで金属層を抽出し、前記金属層においてＥＰＭＡによる面分析を行うことで、該金属層の平均組成を測定した。５視野分における測定値を平均して代表値とした。
　次に、得られた熱間プレス用鋼板を以下の手順で熱間プレスして熱間プレス部材を作製した。まず、前記熱間プレス用鋼板から１００ｍｍ×２００ｍｍの試験片を採取し、電気炉によって加熱処理を行った。前記加熱処理における加熱温度は９１０℃、昇温時間は２１０秒、保持時間は１８０秒とした。前記加熱は、露点１０℃の雰囲気中で行った。
　所定の保持時間が経過した後、試験片を電気炉から取り出し、直ちにハット型金型を用いて成形開始温度７２０℃で熱間プレスを行って熱間プレス部材を得た。なお、得られた熱間プレス部材の形状は上面の平坦部長さ１００ｍｍ、側面の平坦部長さ３０ｍｍ、下面の平坦部長さ２０ｍｍであった。また、金型の曲げＲは上面の両肩、下面の両肩いずれも７Ｒであった。
　得られた熱間プレス部材について、以下の方法でＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さと、組成分析およびＦｅリッチ相の形態の測定を行った。測定結果は表３に示す。
（Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さ）
　得られた熱間プレス部材の頭頂平坦部を導電性樹脂に埋め込み、断面をＳＥＭにより観察して反射電子像を得た。前記観察は、倍率５００倍で、無作為に選択した５視野において実施した。得られた反射電子像をコントラストに基づき画像解析し、視野内におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の面積を算出し、視野の幅で除することによって、その視野におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の平均厚さとした。５視野分の平均厚さの相加平均を、その熱間プレス部材におけるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の厚さの代表値とした。
（Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の形態の分析）
　得られた熱間プレス部材の頭頂平坦部を導電性樹脂に埋め込み、Ａｌ－Ｆｅ合金層全厚を含む視野で、ＥＰＭＡにより元素分布と濃度を定量した。前記観察は、倍率１０００倍で、無作為に選択した５視野において実施した。ＥＰＭＡによる定量値で、Ａｌ濃度が４０質量％未満である領域をＦｅリッチ相とし、残部、すなわちＡｌ濃度が４０質量％以上である領域をＡｌリッチ相とした。各視野におけるＦｅリッチ相の面積をＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層の面積で割ることによりＦｅリッチ相の断面積率を算出し、５視野における前記断面積率の平均値を、当該熱間プレス用鋼板におけるＦｅリッチ相の断面積率とした。また、各視野内に存在する、独立したＦｅリッチ相の板面内方向の断面方向の長さを測定し、５視野分すべての測定値を平均することで、Ｆｅリッチ相の断面における板厚方向と垂直な方向の平均長さとした。
　得られた熱間プレス部材の、熱間プレス過程で侵入した水素に起因する耐水素脆化特性を評価するために、プレス直後の鋼中拡散性水素量を測定するとともに、室温保管中の水素量の経時変化を測定することで水素の脱離速度を測定した。
（鋼中拡散性水素量）
　得られた熱間プレス部材の、プレス直後の拡散性水素量を以下の手法で測定した。熱間プレス部材の加工度の小さい平坦部より１０×１５ｍｍの小片を切り出し、両面の金属間化合物層および拡散層を、精密リュータで研削加工することにより除去した。その後、昇温脱離分析を行って、３００度まで昇温した際の水素量の積算値を拡散性水素量とした。前記昇温脱離分析には、ジェイ・サイエンス社製昇温脱離分析装置を使用し、キャリアガスはアルゴン、昇温速度は２００℃／ｓとした。得られた鋼中拡散性水素量を下記の基準で評価した。評価結果を表３に示す。
１：０．３０質量ｐｐｍ未満
２：０．３０質量ｐｐｍ以上０．５０質量ｐｐｍ未満
３：０．５０質量ｐｐｍ以上１．００質量ｐｐｍ未満
４：１．００質量ｐｐｍ以上
（水素脱離時間）
　熱間プレス後、２４時間または１週間、室温２５度の恒温室内で保管した熱間プレス部材について、前記、プレス直後の拡散性水素量の測定と同様に小片を切り出して鋼中拡散性水素量を測定した。拡散性水素量の時間変化に対し、熱間プレス直後の点と、２４時間後、１週間後の３点のデータより、最小二乗法を用いて指数関数による近似式を作製した。前記近似式により、鋼中拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍまで低下するのに要する時間を推定し、これを水素離脱時間とした。なお、熱処理直後に拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満であった熱間プレス部材については、水素脱離の評価を実施しなかった。得られた水素離脱時間を元に、下記の基準で水素離脱特性を評価した。評価結果を表３に示す。
１：２４時間未満
２：２４時間以上１２０時間未満
３：１２０時間以上２４０時間未満
４：２４０時間以上
－：熱処理直後の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ未満のため評価実施せず
　上記鋼中拡散性水素量および水素離脱時間の評価結果に基づき、下記の基準で総合評価を行った。
１：鋼中拡散性水素量が１
２：鋼中拡散性水素量が２または３、かつ水素離脱時間が１または２
３：鋼中拡散性水素量が２または３、かつ水素離脱時間が３
４：鋼中拡散性水素量および水素離脱時間の少なくとも一方が４
　表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす熱間プレス部材は、総合評価が２か１であった。すなわち、本発明の熱間プレス部材は、熱間プレス直後の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下と少なく、水素脆化のリスクが小さいか、または熱間プレス直後の水素量が０．３０質量ｐｐｍ超えと高い場合でも、１２０時間以内室温で保管することで０．２０質量ｐｐｍ以下となり、製造時に侵入する水素に起因する脆化のリスクを容易に低減可能である。一方、本発明の条件を満たさない熱間プレス部材は、熱間プレス直後の水素量が多く、さらに短時間での水素量の低減も困難であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (6)

  1. 　鋼材と、
    　前記鋼材の少なくとも一方の面に配された、厚さ１０～３５μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と、
    　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層と前記鋼材との間の界面に配された拡散層とを備え、
    　前記Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物層が、Ａｌ濃度４０質量％以上であるＡｌリッチ相と、Ａｌ濃度４０質量％未満であるＦｅリッチ相とを含み、
    　前記Ｆｅリッチ相の断面における板厚方向と垂直な方向の平均長さが１０μｍ以下である、熱間プレス部材。
  2. 　前記鋼材中の拡散性水素量が０．３０質量ｐｐｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス部材。
  3. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の少なくとも一方の面に配された、厚さ１０～３５μｍのめっき層とを備え、
    　前記めっき層は、
    　　前記母材鋼板上に配された界面合金層と、
    　　前記界面合金層上に配された、Ａｌ含有量が５０質量％以上である金属層とを備え、
    　前記界面合金層が、Ｓｉ濃度４質量％以上であるＳｉリッチ相を含み、
    　前記界面合金層全体に対する前記Ｓｉリッチ相の断面積率が５％以上３０％以下である、熱間プレス用鋼板。
  4. 　前記金属層が、
    　　Ｓｉ：０．５～７．０質量％、および
    　　Ｆｅ：０～３０質量％を含有する、請求項３に記載の熱間プレス用鋼板。
  5. 　前記金属層がさらに、
    　　Ｍｇ：０．１～４．０質量％を含有する、請求項４に記載の熱間プレス用鋼板。
  6. 　請求項３～５のいずれか一項に記載の熱間プレス用鋼板を熱間プレスして熱間プレス部材とする、熱間プレス部材の製造方法。
     
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