JP5825447B2 - 熱間プレス成形部材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車部品の構造部材に使用されるような、強度、耐食性が必要とされる熱間プレス成形部材およびその製造方法、特に素地鋼板の表面にめっき層が形成された表面処理鋼板を素材とし、予め加熱された表面処理鋼板を所定の形状に熱間プレス成形する際に、形状付与と同時に素地鋼板を焼入れし、所定強度を得る熱間プレス成形部材およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全の観点から、自動車排ガス規制が強化されている。このような状況下、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車部品の高強度化・薄肉化が要求されている。自動車部品の高強度・薄肉化を図るうえでは、自動車部品の素材として所定の強度を有する鋼板を用い、該鋼板にプレス加工を施して所定形状の部品に成形することが極めて有効である。しかし、鋼板の高強度化に伴ってそのプレス加工性が低下するため、鋼板を所望の部品形状に加工することが困難になる場合が多くなっている。

上記問題を解決する技術としては、高温に加熱した素材鋼板を、金型を用いて所望の形状に熱間プレス成形しつつ金型内で抜熱して焼入れし、熱間プレス成形後の部品を高強度化する技術が知られている。例えば特許文献１には、９００℃前後のオーステナイト単相域まで加熱したブランク板（鋼板）に熱間プレスを施して所定形状の部品を製造するに際し、熱間プレス成形と同時に金型内で焼入れを行うことで、部品の高強度化を図る技術が提案されている。

しかし、特許文献１で提案された技術では、プレス前に鋼板を９００℃前後の高温に加熱する際、鋼板表面にスケール（鉄酸化物）が生成し、そのスケールが熱間プレス成形時に剥離して金型を損傷させたり、熱間プレス成形後の部材表面を損傷させるという問題がある。また、部材表面に残ったスケールは、外観不良や塗装密着性の低下の原因にもなる。このため、通常は酸洗やショットブラストなどの処理を行って部材表面のスケールを除去するが、これらの処理は生産性の低下を招く。更に、自動車の足廻り部材や車体構造部材などには優れた耐食性も必要とされるが、特許文献１で提案された技術では、素材鋼板にめっき層などの防錆皮膜が設けられていないため、熱間プレス成形部材の耐食性が不十分となる。

以上の理由により、熱間プレス成形前の加熱時にスケールの生成を抑制するとともに、熱間プレス成形後の部材の耐食性を向上させることが可能な熱間プレス成形技術が要望されている。このような要望に対し、表面にめっき層などの皮膜を設けた表面処理鋼板や、表面処理鋼板を用いた熱間プレス成形方法が提案されている。
例えば、特許文献２には、Ｚｎ（亜鉛）またはＺｎベース合金で被覆された鋼板を、７００〜１２００℃に加熱した後、熱間プレス成形することにより、表面にＺｎ−Ｆｅベース化合物またはＺｎ−Ｆｅ−Ａｌベース化合物を備えた熱間プレス成形部材とする技術が提案されている。また、特許文献２には、ＺｎまたはＺｎベース合金で被覆された鋼板を用いることにより、熱間プレス成形前の加熱時に問題となる鋼板表面の酸化を抑制することが可能となり、しかも耐食性に優れた熱間プレス成形部材が得られると記載されている。

特許文献２で提案された技術によると、熱間プレス成形部材表面のスケール生成はある程度抑制される。しかし、めっき層中のＺｎに起因する液体金属脆化割れが起こり、熱間プレス成形部材の表層部に深さ１００μｍ程度のクラックが発生する場合がある。このようなクラックが発生すると、熱間プレス成形部材の耐疲労特性が低下する等、様々な支障をきたす。

このような問題に対し、特許文献３には、Ｚｎ−Ｆｅ系めっき層が素地鋼板表面に形成された表面処理鋼板を、熱間プレスにより成形して熱間プレス成形品を製造するに当たり、前記表面処理鋼板を、素地鋼板のＡｃ_１変態点以上９５０℃以下の温度に加熱し、めっき層の凝固点以下の温度まで表面処理鋼板を冷却した後、成形を開始する方法が提案されている。そして、特許文献３には、めっき層の凝固点以下の温度まで表面処理鋼板を冷却してから成形を開始することにより、液体金属脆化の抑制が可能であると記載されている。

英国特許第１４９０５３５号明細書 特許第３６６３１４５号公報 ：特開２０１３−９１０９９号公報

特許文献３で提案された技術によると、液体金属脆化割れ、すなわち熱間プレス成形部材の表面に発生する深さ１００μｍ程度のクラックを抑制し得る。しかし、特許文献３で提案された技術では、表面処理鋼板全体をめっき層の凝固点以下の温度まで冷却した状態でプレス成形している。そのため、成形温度の低下によりプレス成形時の鋼板の強度上昇および延性低下が起こり、成形荷重が増加する、成形時の鋼板の破断が生じ易くなる等、新たな問題が生じる。

また、特許文献３で提案された技術では、液体金属脆化による割れ（熱間プレス成形部材の表面に発生し、めっき層−地鉄界面から地鉄内部方向への深さが１００μｍ程度であって、界面にＺｎが検出されるクラック）は抑制される。しかし、熱間プレス成形部材の表面に発生する割れであって、めっき層−地鉄界面から地鉄内部方向への深さが約３０μｍ以下であり、界面からはＺｎが検出されない微小割れが発生する場合がある。この微小割れはマイクロクラックと称され、めっき層−地鉄界面を貫通して地鉄（素地鋼板）の内部にまで至り、熱間プレス成形部材の諸特性（耐疲労特性等）に悪影響を及ぼす場合がある。

本発明は、上記のような問題点に着目してなされたものである。すなわち、本発明の目的は、Ｚｎ系めっき鋼板に熱間プレスを施して熱間プレス成形部材を製造するに際し、熱間プレス成形時の過度な成形荷重の増加や鋼板の破断を抑制しつつ、マイクロクラックの生成を抑制する方法を提供すること、およびマイクロクラックの生成が抑制された熱間プレス成形部材を提供することにある。
なお、マイクロクラックは従来から知られる液体金属割れとは深さが全く異なり、発生する位置や割れた界面でのＺｎの有無も異なっており、明らかに形態や現象が相違するものである。

本発明者らは先ず、Ｚｎ系めっき鋼板を熱間プレス成形する際に問題となる微小割れ（マイクロクラック）を抑制する手段について検討した。
マイクロクラックの生成メカニズムについては明確になっていないが、Ｚｎ系のめっき鋼板を高温で成形することによりめっき鋼板の表面に微小割れが発生する場合がある。この微小割れは、めっき層−地鉄（素地鋼板）界面からの深さが３０μｍ以下程度の微小な割れであり、めっき層−地鉄（素地鋼板）界面を貫通して素地鋼板内部に至る。このような問題に対し、本発明者らが種々の検討を行った結果、熱間プレス成形時のめっき鋼板の温度を約４００℃以下とすることにより、マイクロクラックが完全に抑制されることを明らかにした。更に、上記のように熱間プレス成形時のめっき鋼板温度を約４００℃以下とすることで、金型へのめっき付着量も大幅に低減する効果が得られた。

しかし、プレス成形時の鋼板温度が低くなると、鋼板の強度が上昇するため、成形荷重が増加する。また、プレス成形時の鋼板温度が低くなると、鋼板の延性が低下するため、成形時に鋼板の破断が発生し易くなる。このように、プレス成形時の鋼板温度が低くなると、熱間プレス成形の利点を生かすことができない。特に、プレス成形時のめっき鋼板が板厚方向全域に亘り約４００℃以下に低下すると、これらの問題が顕著に生じて、プレス成形部材の品質が低下する、或いは生産性、歩留まりが低下する等、新たな問題が浮上する。

そこで、本発明者らは、めっき鋼板の表層部のみを冷却した状態で、熱間プレス成形することに想到した。先述のとおり、マイクロクラックが発生し易いのは、めっき鋼板の表面近傍の領域である。したがって、本発明者らは、めっき鋼板の板厚方向中央部を高温状態に維持し、めっき鋼板の表層部のみを約４００℃以下に冷却した状態で熱間プレス成形する場合であっても、マイクロクラックを抑制し得るものと推測した。

上記推測の下、本発明者らが更に検討を行った結果、めっき鋼板の平均温度が５００℃以上、或いはめっき鋼板の板厚方向中央部の温度が５３０℃以上であっても、めっき鋼板表面温度を４００℃以下とし、めっき鋼板の表層付近のみ局所的に冷却された状態で熱間プレス成形すれば、マイクロクラックが抑制可能であるという知見を得た。また、熱間プレス成形時のめっき鋼板表面温度が４００℃以下であっても、めっき鋼板の平均温度が５００℃以上、或いはめっき鋼板の板厚方向中央部の温度が５３０℃以上であれば、プレス成形荷重の増加や成形時の鋼板の破断が抑制可能であるという知見を得た。

ここで、上記知見を得るに至る実験について述べる。なお、以下の化学成分の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
まず、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板（化学成分：Ｆｅ−０．２３％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４０％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００５％Ｓ−０．００２０％Ｂ−０．０３％Ａｌ−０．００５％Ｎ、Ａｃ_３変態点：８０１℃）を素地鋼板とし、該素地鋼板表面にＺｎ系めっき層（Ｚｎ−１２質量％Ｎｉめっき、片面あたりの付着量６５ｇ／ｍ^２）を形成した表面処理鋼板を用意した。次いで、表面処理鋼板に打ち抜き加工を施し、２００ｍｍ×４００ｍｍのブランク板を得た。

以上のようにして得られたブランク板を用い、先ずプレス成形試験を実施した。具体的には、ブランク板を、９００℃に均一加熱し、７００℃まで放冷した時点でブランク板表面を種々の条件で冷却し、表面の温度が４００℃以下に低下したブランク板を金型（材料：ＳＫＤ６１、パンチ肩Ｒ：６ｍｍ、ダイス肩Ｒ：６ｍｍ）に挿入してプレス成形した。その後、金型内で１５ｓ保持して１２０℃以下まで冷却したのち離型し、図１に示すハット形状のプレス成形部材とした。なお、上記プレス成形は、パンチ−ダイスのクリアランス：１．６ｍｍとし、しわ押さえ力：１０ｔｏｎｆの絞り成形とした。

上記において、ブランク板表面を水冷する条件は、水温、水量密度、注水時間を水温：１０〜３０℃、水量密度：１０〜１０００００Ｌ／ｍ^２・ｍｉｎ、注水時間０．１〜１０．０ｓの範囲で変更し、様々な条件で水冷を実施した。また、プレス成形時、その成形荷重を測定した。

得られたハット形状のプレス成形部材の縦壁部からサンプルを採取し、その表層の断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で観察した。その結果、冷却後のブランク板表面温度が４００℃以下となったいずれの条件でも、マイクロクラック（プレス部材表面に生じる微小割れであって、めっき層−素地鋼板の界面から板厚中央方向への深さが３０μｍ以下である微小割れ）は観察されなかった。しかし、ブランク板表面を水冷する条件によって、プレス成形時の成形荷重が１８０〜６００ｔｏｎｆの範囲で変化した。

そこで、上記と同種のブランク板（200mm×400mm）を、900℃に均一加熱し、700℃まで放冷した時点で前記プレス成形試験と同様にブランク板表面を種々の条件で冷却してブランク板表面を400℃以下とし、その後、プレス成形せずにそのまま放置し、ブランク板表面の温度履歴を連続的に放射温度計により測定した。その結果、前記の成形荷重が180〜600tonfの範囲で変化したプレス成形試験の中で、成形荷重が300tonf以下と比較的低くなった水冷条件により水冷した後にプレス成形せずに放置した場合には、図２に示すように、プレス成形時間（ブランク板を金型にセットし、パンチが下死点に到達するまでに要する時間）に相当する期間でブランク板表面温度が400℃以下に冷却されたのち、復熱により温度が500℃以上に上昇する現象が確認された。このように、復熱により表面温度が大幅に上昇している場合、ブランク表面温度が400℃以下に冷却された場合であってもブランク板内部は高温状態を維持していると結論付けることができる。一方、成形荷重が300tonf超と比較的高くなった水冷条件により水冷した後にプレス成形せずに放置した場合には、復熱現象が観察されないか、観察される場合であってもその温度上昇量はわずかであった。

以上の結果から、成形荷重が３００ｔｏｎｆ以下と比較的低くなる場合には、プレス成形時のブランク板表面温度が４００℃以下であり且つブランク板の板厚方向に温度分布が生じていることが確認された。しかしながら、以上の結果からは、成形荷重が３００ｔｏｎｆ以下と比較的低くなる場合の、プレス成形時におけるブランク板内部温度を把握することができない。そこで、温度分布が生じたブランク板の平均温度を、以下の手法により求めた。

上記と同種のブランク板（２００ｍｍ×４００ｍｍ）を、９００℃に加熱したのち、空冷して種々の温度に均一冷却し、プレス成形した。プレス成形条件は、ブランク板の温度が板厚方向全域に亘り均一である点を除き、前記プレス成形試験と同じ条件とした。そして、プレス成形時のブランク板温度毎に、成形荷重を測定した。プレス成形時のブランク板温度は、金型に挿入する直前のブランク板を放射温度計で測定することにより求めた。なお、ブランク板の温度測定からプレス成形までに要する時間は１．５ｓ程度であり、この間の温度低下は無視できる。

図３は、ブランク板を均一冷却した場合のブランク板温度とプレス成形荷重との関係を示すグラフである。図３のとおり、ブランク板を均一冷却した場合、ブランク板温度が低下するにつれて成形荷重は増加する。そして、ブランク板温度が約５００℃以上であれば、成形荷重が３００ｔｏｎｆ以下になることが確認された。これらの結果から、プレス成形時のブランク板表面温度が４００℃以下であり且つ成形荷重が３００ｔｏｎｆ以下である場合、プレス成形時のブランク板平均温度は約５００℃以上であると見なすことができる。

以上により、プレス成形時のブランク板温度を、表面温度：４００℃以下且つ平均温度：５００℃以上とすることにより、プレス荷重の増大やブランク板の破断を招来することなくマイクロクラックを効果的に抑制できることが確認された。図４（ａ）に示すように、従来の熱間プレス成形法、例えば特許文献３で提案された熱間プレス成形法では、ブランク板温度が板厚方向全域に亘り均一な温度となる条件でプレス成形する。このような場合には、マイクロクラックの発生を十分に抑制することができず、熱間プレス成形部材の諸特性（耐疲労特性等）が劣化する。これに対し、図４（ｂ）に示すように、所望の温度分布を有するブランク板をプレス成形することにより、プレス荷重の増大やブランク板の破断を伴うことなくマイクロクラックを抑制することができる。

なお、図２に示すブランク板表面の温度履歴に基づき、ブランク板の板厚方向中央部の温度を伝熱計算により算出したところ、プレス成形時間に相当する期間でのブランク板の板厚方向中央部の温度は約５３０℃以上と推定された。すなわち、プレス成形時のブランク板温度を、平均温度：５００℃以上とすることに代えて、板厚中央部温度：５３０℃以上とする場合であっても、表面温度が４００℃以下であれば上記と同様の効果が得られるものと推定される。なお、伝熱計算は差分法を用いたが、有限要素法（ＦＥＭ）等で求めてもよい。

本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ Ｚｎ系のめっき層が素地鋼板の表面に形成された表面処理鋼板に熱間プレスを施して熱間プレス成形部材を製造するにあたり、前記表面処理鋼板を、７５０℃以上１０００℃以下の温度域に加熱した後、前記表面処理鋼板の表面を冷却し、前記表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の平均温度が５００℃以上である条件で熱間プレス成形する熱間プレス成形部材の製造方法。

［２］ Ｚｎ系のめっき層が素地鋼板の表面に形成された表面処理鋼板に熱間プレスを施して熱間プレス成形部材を製造するにあたり、前記表面処理鋼板を、７５０℃以上１０００℃以下の温度域に加熱した後、前記表面処理鋼板の表面を冷却し、前記表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度が５３０℃以上である条件で熱間プレス成形する熱間プレス成形部材の製造方法。

［３］ 前記［１］または［２］において、前記めっき層が、Ｚｎ−Ｎｉめっき層であり、該Ｚｎ−Ｎｉめっき層中のＮｉ含有量が質量％で９％以上２５％以下である熱間プレス成形部材の製造方法。

［４］ 前記［１］または［２］において、前記めっき層が、Ｚｎ−Ｆｅめっき層であり、該Ｚｎ−Ｆｅめっき層中のＦｅ含有量が質量％で５％以上８０％以下である熱間プレス成形部材の製造方法。

［５］ 前記素地鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．５０％以上３．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする前記［１］〜［４］のいずれかに記載の熱間プレス成形部材の製造方法。

［６］ 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下およびＮｉ：０．０１％以上０．５％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする前記［５］に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。

［７］ 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下を含有することを特徴とする前記［５］または［６］に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。

［８］ 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下を含有することを特徴とする前記［５］〜［７］のいずれかに記載の熱間プレス成形部材の製造方法。

［９］ 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下を含有することを特徴とする前記［５］〜［８］のいずれかに記載の熱間プレス成形部材の製造方法。

本発明によると、Ｚｎ系めっき鋼板に熱間プレスを施して熱間プレス成形部材を製造する際、従来から問題とされていた液体金属脆化割れや微小割れ（マイクロクラック）を抑制することができる。また、本発明によると、熱間プレス成形時の成形荷重の増加や鋼板の破断を生じることなく上記問題を解決することができる。したがって、本発明は、防食性能に優れたＺｎ系めっき層を表面に備えた熱間プレス成形部材の品質向上および生産性向上に寄与し、産業上格段の効果を奏する。

プレス成形部材の形状を示す図である。（（ａ）は斜視図、（ｂ）は断面図。） 表面処理鋼板（ブランク板）を表面冷却した場合の表面温度履歴を示す図である。 表面処理鋼板（ブランク板）の温度とプレス成形荷重との関係を示す図である。 （ａ）従来の熱間プレス成形部材の製造方法における熱履歴を示す図である。（ｂ）本発明に従う熱間プレス成形部材の製造方法における熱履歴を示す図である。 プレス成形部材の表面に発生したマイクロクラックの概略図である。 （ａ）比較例（表２の部材Ｎｏ．２３）の熱間プレス成形部材の表層部断面をＳＥＭ観察した結果を示す図である。（ｂ）発明例（表２の部材Ｎｏ．１４）の熱間プレス成形部材の表層部断面をＳＥＭ観察した結果を示す図である。

以下、本発明について具体的に説明する。
本発明は、Ｚｎ系めっき層が素地鋼板表面に形成された表面処理鋼板を加熱し、金型で熱間プレス成形して所定の部材形状とする熱間プレス成形部材の製造方法、および当該方法により製造された熱間プレス成形部材である。そして、本発明は、前記表面処理鋼板を、７５０℃以上１０００℃以下の温度域に加熱した後、前記表面処理鋼板の表面を冷却し、前記表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の平均温度が５００℃以上である条件、或いは前記表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度が５３０℃以上である条件で、熱間プレス成形することを特徴とする。

なお、本発明においては、表面処理鋼板を、金型を用いて所望の形状に熱間プレス成形しつつ、金型内で抜熱して焼入れすることが好ましい。但し、焼入れを伴わない場合であっても、本発明の効果（マイクロクラックの抑制等）を十分に発揮し得る。

熱間プレス成形部材の素材としては、Ｚｎ系めっき層が素地鋼板表面に形成された表面処理鋼板を用いる。鋼板表面にＺｎ系めっき層を設けることにより、熱間プレス成形時の耐酸化性を確保することができる。また、鋼板表面にＺｎ系めっき層を設けることにより、熱間プレス成形後の部材の耐食性を確保することができる。なお、素地鋼板の種類は特に問わないが、素地鋼板の板厚は、プレス成形性や熱間プレス成形部材の剛性、熱間プレス時に所望とする鋼板の温度分布の確保等の観点から、０．８ｍｍ以上５．０ｍｍ以下とすることが好ましい。

Ｚｎ系めっき層の種類は特に限定されず、純Ｚｎめっき層のほか、Ｚｎ−Ｆｅめっき層、Ｚｎ−Ｎｉめっき層などを例示することができる。また、素地鋼板表面にＺｎ系めっき層を形成する方法は特に限定されず、溶融めっき、電気めっきなどいずれの方法でもよい。めっきの付着量は、片面あたり１０ｇ／ｍ^２以上９０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。

Ｚｎ系めっき層をＺｎ−Ｆｅめっき層とする場合、めっき層中のＦｅ含有量については特に限定するものではないが、５質量％以上８０質量％以下とすることが好ましい。めっき層中のＦｅ含有量が５質量％以上であれば、Ｚｎ−Ｆｅめっき特有の優れた機能を発揮する。一方、８０質量％を超えると耐食性、塗装密着性、溶接性等が劣化し易くなる。

Ｚｎ系めっき層をＺｎ−Ｎｉめっき層とする場合、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とすることが好ましい。電気めっき法によりＺｎ−Ｎｉめっき層を素地鋼板表面に形成する際、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とすることで、Ｎｉ_２Ｚｎ_１１、ＮｉＺｎ_３、Ｎｉ_５Ｚｎ_２１のいずれかの結晶構造を有するγ相が形成される。このγ相は、融点が高いことから、熱間プレス成形前の表面処理鋼板加熱時に懸念されるめっき層の蒸発を抑制するうえで有利となる。また、熱間プレス成形時に問題となる液体金属脆化の抑制にも有利となる。

本発明においては、上記の表面処理鋼板を、所定温度に加熱し、表面のみを冷却したのち熱間プレス成形する。ここで、表面処理鋼板の加熱温度が７５０℃未満であると、熱間プレス成形時に、表面処理鋼板の平均温度や板厚方向中央部の温度を後述する所望の温度条件とすることが困難になる。一方、表面処理鋼板の加熱温度が１０００℃を超えると、めっき層の蒸発や表層部での酸化物の過度な生成により、耐酸化性や熱間プレス成形部材の耐食性が低下する。したがって、加熱温度は７５０℃以上１０００℃以下とする。好ましくは、８００℃以上９５０℃以下である。

なお、表面処理鋼板を、金型を用いて所望の形状に熱間プレス成形しつつ、金型内で抜熱して焼入れする場合には、表面処理鋼板の加熱温度を素地鋼板のＡｃ_１変態点以上とする必要がある。また、熱間プレス成形部材の高強度化を図る観点からは、表面処理鋼板の加熱温度を素地鋼板のＡｃ_３変態点以上とし、素地鋼板をオーステナイト単相組織とすることが好ましい。

表面処理鋼板の加熱方法は特に限定されず、電気炉や誘導加熱炉、直接通電加熱炉による加熱等、いずれの方法であってもよい。また、本発明においては、表面処理鋼板を上記温度域（７５０℃以上１０００℃以下）に一定時間滞留させなくてもよい。すなわち、表面処理鋼板全体が上記温度域に加熱され次第、直ちに次工程（表面を冷却する工程）に移行してもよい。なお、表面処理鋼板を上記温度域（７５０℃以上１０００℃以下）に一定時間滞留させる場合には、その滞留時間を１０００ｓ以下とすることが好ましい。

表面処理鋼板を上記温度域に加熱した後、表面処理鋼板の表面を冷却し、表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ表面処理鋼板の平均温度が５００℃以上である条件で熱間プレス成形を行う。熱間プレス成形時の表面処理鋼板の表面温度が４００℃を超えると、マイクロクラックの発生が避けられない。一方、熱間プレス成形時の表面処理鋼板の平均温度が５００℃未満では、プレス成形荷重が増加したり、プレス成形時に表面処理鋼板の破断が生じ易くなる。また、熱間プレス成形前に表面処理鋼板の平均温度が５００℃未満になると、プレス成形前の素地鋼板にフェライトやベイナイトが生成し、プレス成形後に十分な強度が得られない場合がある。

以上の理由により、表面処理鋼板の表面を冷却し、表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の平均温度が５００℃以上である条件で熱間プレス成形を行う。より好ましくは、表面処理鋼板の表面温度が３５０℃以下、表面処理鋼板の平均温度が５３０℃以上である条件で、熱間プレス成形を行う。
ただし、表面処理鋼板の表面温度が１５０℃未満になると、プレス成形時に破断が生じ易くなるので、１５０℃以上とすることが好ましい。
また、表面処理鋼板の平均温度の上限は、液体金属脆化割れを防ぐため、めっきの融点未満とするのがよい。

また、上記において、熱間プレス成形時の表面処理鋼板の平均温度を５００℃以上とすることに代えて、表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度が５３０℃以上である条件で熱間プレス成形を行ってもよい。熱間プレス成形時の表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度を５３０℃以上とすることにより、平均温度を５００℃以上とする場合と同様の効果が得られる。なお、表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度の上限も、平均温度と同じく、めっきの融点未満とするのがよい。

なお、表面処理鋼板の表面温度は、例えば放射温度計を用いて測定することができる。一方、表面処理鋼板の平均温度は、例えば熱間プレス成形時の成形荷重から予測することができる。

被成形材である鋼板の温度が高温化するにつれ、鋼板強度が低下するため、熱間プレス成形に必要な成形荷重は小さくなる。逆に、被成形材である鋼板の温度が低温化するにつれ、鋼板強度が上昇するため、熱間プレス成形に必要な成形荷重は大きくなる。したがって、表面処理鋼板を加熱した後、様々な温度に均一冷却（板厚方向全域に亘り均一な温度に冷却）して熱間プレス成形を行うことで、表面処理鋼板温度と熱間プレス成形時の成形荷重との相関関係を事前に解析しておくことができる。そして、本発明に従い、表面のみを冷却して板厚方向に温度分布が生じた表面処理鋼板を熱間プレス成形し、その際に測定される成形荷重を事前に解析した相関関係に当てはめることによって得られる表面処理鋼板温度を、熱間プレス成形時における表面処理鋼板の平均温度と見なすことができる。

表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度は、例えば有限要素法や差分法による伝熱計算により求めることができる。なお、表面処理鋼板の平均温度も、上記のプレス成形荷重から予測することに代えて、有限要素法や差分法による伝熱計算により求めてもよい。

表面処理鋼板の表面を冷却する方法は特に限定されない。すなわち、所望の温度分布（表面温度：４００℃以下、且つ平均温度：５００℃以上、または板厚方向中央部温度：５３０℃以上）を有する表面処理鋼板が得られる限り、水冷、ミスト冷却、高圧ガスによる冷却、金型接触による冷却など、いずれの冷却方法を採用してもよい。

表面処理鋼板の表面を水冷する場合には、表面処理鋼板の加熱温度等に応じて水温、水量密度、注水時間等を例えば水温：１０〜３０℃、水量密度：５００〜１０００００Ｌ／ｍ^２・ｍｉｎ、注水時間：０．１〜３．０ｓの範囲で適宜調整することにより、所望の温度分布を有する表面処理鋼板が得られる。
表面処理鋼板の表面をミスト冷却する場合には、表面処理鋼板の加熱温度等に応じて気水比、水温、エア流量密度、噴霧時間等を例えば気水比（常温常圧）：１０〜１００００、水温：１０〜３０℃、エア流量密度：０．５〜２Ｎｍ^３／ｍ^２・ｓ、噴霧時間０．１〜３．０ｓの範囲で適宜調整することにより、所望の温度分布を有する表面処理鋼板が得られる。
表面処理鋼板の表面を高圧ガスにより冷却する場合には、例えばＨ_２ガス、Ｎ_２ガス、Ｈｅガス等を１〜３ａｔｍの高圧で表面処理鋼板に吹き付けることにより、所望の温度分布を有する表面処理鋼板が得られる。この際、表面処理鋼板の加熱温度等に応じてガス噴射量、ガス噴射時間等を、例えばガス噴射量：１．０〜３０Ｎｍ^３／ｍ^２・ｓ、ガス噴射時間：０．５〜５．０ｓの範囲で適宜調整すればよい。
なお、表面処理鋼板を所望の温度分布にするための冷却条件は、表面処理鋼板の板厚や加熱温度、表面処理鋼板の表面を冷却してから熱間プレス成形を実施するまでに要する時間等によって異なるため、最適な冷却条件を予測することが困難となる場合が多い。したがって、様々なケース（表面処理鋼板の板厚等）について予備実験を実施し、ケース毎に最適な冷却条件を事前に求めておくことが好ましい。
例えば、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板（化学成分（質量％）：Ｆｅ−０．２３％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４０％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００５％Ｓ−０．００２０％Ｂ−０．０３％Ａｌ−０．００５％Ｎ、Ａｃ_３変態点：８０１℃）を素地鋼板とし、該素地鋼板表面にＺｎ系めっき層（Ｚｎ−１２質量％Ｎｉめっき、片面あたりの付着量６５ｇ／ｍ^２）を形成した表面処理鋼板から得たブランク板を用いる場合には、以下の条件でこのブランク板の表面の冷却を行うことにより、所望の温度分布（表面温度：４００℃以下、且つ平均温度：５００℃以上、または板厚方向中央部温度：５３０℃以上）が得られる。
すなわち、ブランク板を９００℃に均一加熱し、７００℃まで放冷する。ついで、当該ブランク板表面を、水温：１０℃、水量密度：１００００Ｌ／ｍ^２・ｍｉｎ、注水時間：０．３ｓの条件で水冷し、表面温度を２５０℃まで冷却することで、上記した所望の温度分布を得ることができる。

以上のように、加熱後の表面処理鋼板の表面を冷却し、表面処理鋼板の表面温度が４００℃以下であり且つ表面処理鋼板の平均温度が５００℃以上である条件で熱間プレス成形を行うことにより、熱間プレス成形時の成形荷重の増加や鋼板の破断を生じることなく、マイクロクラックを抑制することができる。また、上記において、表面処理鋼板の平均温度を５００℃以上とすることに代えて、表面処理鋼板の板厚方向中央部温度を５３０℃以上にする場合であっても、上記と同様の効果が得られる。なお、素地鋼板の板厚は０．８〜５．０ｍｍ程度であるのに対し、めっき層の厚さは概ね５〜２０μｍと極めて薄い。したがって、熱間プレス成形時におけるめっき層−素地鋼板界面近傍の温度は、表面処理鋼板の表面温度とほぼ同温になっているものと推測される。

表面処理鋼板の熱間プレス成形後、成形部材を直ちに離型してもよいし、金型内に所定時間保持して素地鋼板を焼入れ組織としてもよい。熱間プレス成形後、素地鋼板を焼入れして熱間プレス成形部材の高強度化を図る場合には、金型内で５秒以上保持し、熱間プレス成形後の素地鋼板温度を１５０℃以下とすることが好ましい。また、金型内での素地鋼板の冷却速度は、３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。この冷却速度は、例えばブランク板（表面処理鋼板）の寸法等に応じて金型の材料や質量（熱伝導率や熱容量）を選択して抜熱能を調整すること、或いは冷却機能を備えた金型（例えば、水等の冷却媒体用通路を内部に設けた金型）を用いることにより、所望の速度に制御することができる。

なお、金型内に所定時間保持して素地鋼板を焼入れ組織とし、熱間プレス成形部材の高強度化を図る場合には、素地鋼板として、例えば、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．５０％以上３．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する熱延鋼板や冷延鋼板を用いることができる。各成分の限定理由を以下に説明する。ここで、成分の含有量を示す「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

Ｃ ：０．１５％以上０．５０％以下
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、熱間プレス成形部材の高強度化を図るうえでは、その含有量を０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、熱間プレス成形部材の溶接性や素材（素地鋼板）のブランキング性が著しく低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以上０．５０％以下とすることが好ましく、０．２０％以上０．４０％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．０５％以上２．００％以下
Ｓｉは、Ｃと同様に鋼の強度を向上させる元素であり、熱間プレス成形部材の高強度化を図るうえでは、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、素地鋼板を製造する際、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が著しく増大する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上２．００％以下とすることが好ましく、０．１０％以上１．５０％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎ：０．５０％以上３．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱間プレス成形後の冷却過程で素地鋼板のフェライト変態を抑制して焼入れ組織を得るのに効果的な元素である。また、Ｍｎは、鋼のＡｃ_３変態点を低下させる作用を有するため、熱間プレス成形前の表面処理鋼板の加熱温度を低温化するのに有効な元素である。このような効果の発現には、Ｍｎ含有量を０．５０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、Ｍｎが偏析して素地鋼板および熱間プレス成形部材の材料特性の均一性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以上３．００％以下とすることが好ましく、０．７５％以上２．５０％以下とすることがより好ましい。

Ｐ ：０．１０％以下
Ｐ含有量が０．１０％を超えると、Ｐが粒界に偏析して素地鋼板および熱間プレス成形部材の低温靱性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０１％以下とすることがより好ましい。ただし、過度のＰ低減は、製鋼工程におけるコストの増加を招く。そのため、Ｐは０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓ ：０．０５０％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大な硫化物を形成し、鋼の延性低下を招く元素である。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましいが、０．０５０％までは許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。ただし、過度のＳ低減は、製鋼工程における脱硫コストの増加を招く。そのため、Ｓは０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｂ ：０．０００２％以上０．００５０％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱間プレス成形後に素地鋼板を冷却する際、オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制して焼入れ組織を得るのに有効な元素である。このような効果は、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることにより得られるが、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Ｂは０．０００２％以上０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下である。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、酸化物系介在物の増加を招き、鋼の延性が低下する。したがって、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い。但し、Ａｌは、脱酸剤としての作用を有し、鋼の清浄度向上の観点からは、その含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｎ ：０．０１０％以下
Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、素地鋼板中にＡｌの窒化物が形成され、熱間プレス成形時の成形性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。ただし、過度のＮ低減は製鋼工程におけるコストの増加を招く。そのため、Ｎは０．０００５％以上とすることが好ましい。

以上が本発明における素地鋼板の好ましい基本成分であるが、該素地鋼板は、必要に応じて更に以下の元素を含有してもよい。

Ｃｒ：０．０１％以上０．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下およびＮｉ：０．０１％以上０．５％以下のうちの少なくとも１種
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉは、いずれも鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果は、いずれの元素の場合も含有量を０．０１％以上とすることにより得られる。しかし、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉは、いずれも含有量が０．５％を超えると上記効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉのいずれか１種以上を含有する場合には、それぞれ含有量を０．０１％以上０．５％以下とすることが好ましく、０．１％以上０．４％以下とすることがより好ましい。

Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下
Ｔｉは、鋼の強化に有効な元素である。Ｔｉによる強度向上効果は、その含有量を０．０１％以上とすることにより得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、その効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Ｔｉを含有する場合には、その含有量を０．０１％以上０．２０％以下とすることが好ましく、０．０１％以上０．０５％以下とすることがより好ましい。

Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｎｂも、鋼の強化に有効な元素である。Ｎｂによる強度向上効果は、その含有量を０．０１％以上とすることにより得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、その効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Ｎｂを含有する場合には、その含有量を０．０１％以上０．１０％以下とすることが好ましく、０．０１％以上０．０５％以下とすることがより好ましい。

Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下
Ｓｂは、熱間プレス成形前に表面処理鋼板を加熱してから熱間プレス成形の一連の処理によって冷却するまでの間に、素地鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。このような効果の発現には、Ｓｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｂ含有量が０．０３％を超えると、素地鋼板製造時に圧延荷重の増大を招き、生産性の低下が懸念される。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量を０．００３％以上０．０３％以下とすることが好ましく、０．００５％以上０．０１％以下とすることがより好ましい。
なお、上記以外の成分（残部）は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

以上のような組成を有する素地鋼板を用い、熱間プレス成形前の表面処理鋼板を素地鋼板のＡｃ_３変態点以上の温度に加熱して所望の温度条件で熱間プレス成形した後、金型内で５秒以上保持して３０℃／ｓ以上の冷却速度で素地鋼板を１５０℃以下に冷却すれば、素地鋼板の組織をマルテンサイト組織とすることができる。その結果、耐食性に優れ、且つ引張強さ：１３００ＭＰａ以上の強度を有する熱間プレス成形部材が得られる。
また、本発明の熱間プレス成形方法は、一般的に強度が高く、加工が困難である素地鋼板に適用する場合であっても、成形荷重の増加や鋼板の破断を生じることなく、液体金属脆化割れや微小割れ（マイクロクラック）を抑制することができる。このため、本発明の熱間プレス成形方法は、上記のような成分組成を有する高強度の素地鋼板に適用して、極めて有利である。

なお、本発明において熱間プレス成形部材の素材として用いる表面処理鋼板は、その製造条件に特段の制限はない。素地鋼板の製造条件は特に限定されず、例えば所定の成分組成を有する熱延鋼板（酸洗鋼板、板厚：約２．０ｍｍ以上５．０ｍｍ以下）を素地鋼板とすることができる。また、上記の熱延鋼板（酸洗鋼板）に、冷間圧延を施すことにより得られる冷延鋼板（板厚：約０．８ｍｍ以上２．３ｍｍ以下）を素地鋼板としてもよい。

素地鋼板の表面に、Ｚｎ系めっき層を形成して表面処理鋼板とする際の条件も、特に限定されない。素地鋼板として熱延鋼板（酸洗鋼板）を用いる場合には、熱延鋼板（酸洗鋼板）に、焼鈍処理および溶融Ｚｎめっき処理を施すことにより、表面処理鋼板とすることができる。上記溶融Ｚｎめっき処理に続き、合金化処理を施すことにより、表面処理鋼板としてもよい。また、熱延鋼板（酸洗鋼板）に、電気Ｚｎめっき処理を施すことにより、表面処理鋼板とすることもできる。一方、素地鋼板として冷延鋼板を用いる場合には、冷延鋼板に、焼鈍処理を施した後、溶融Ｚｎめっき処理を施すことにより、表面処理鋼板とすることができる。上記溶融Ｚｎめっき処理に続き、合金化処理を施すことにより、表面処理鋼板としてもよい。また、冷延鋼板に、電気Ｚｎめっき処理を施すことにより、表面処理鋼板とすることもできる。電気Ｚｎめっき処理に先立ち、冷延鋼板に焼鈍処理を施してもよい。

例えば、素地鋼板表面に溶融Ｚｎめっき層を形成する場合には、素地鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板して焼鈍処理を施した後、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴に浸漬することにより、溶融Ｚｎめっき層を形成することができる。溶融Ｚｎめっき層の付着量は、ガスワイピング法等により所望の付着量（例えば、片面あたり１０ｇ／ｍ^２以上９０ｇ／ｍ^２以下）に調整すればよい。

素地鋼板表面にＺｎ−Ｆｅめっき層を形成する場合には、例えば、上記と同様の方法により素地鋼板表面にＺｎめっき層を形成した後、合金化炉で４６０℃以上６００℃以下の温度域に加熱し、該温度域に５ｓ以上６０ｓ以下滞留させる合金化処理を施すことにより、Ｚｎ−Ｆｅめっき層を形成することができる。なお、めっき層中のＦｅ含有量は、合金化炉での加熱温度や該加熱温度での滞留時間を上記の範囲内で適宜調整することにより、所望のＦｅ含有量（例えば、５質量％以上８０質量％以下）とすることができる。

素地鋼板表面にＺｎ−Ｎｉめっき層を形成する場合には、例えば素地鋼板を、脱脂、酸洗した後、１００ｇ／Ｌ以上４００ｇ／Ｌ以下の硫酸ニッケル六水和物、１０ｇ／Ｌ以上４００ｇ／Ｌ以下の硫酸亜鉛七水和物を含有するｐＨ１．０以上３．０以下、浴温３０℃以上７０℃以下のめっき浴中で、１０Ａ／ｄｍ^２以上１５０Ａ／ｄｍ^２以下の電流密度で電気めっき処理を行うことにより、Ｚｎ−Ｎｉめっき層を形成することができる。なお、素地鋼板として冷延鋼板を用いる場合には、上記脱脂、酸洗に先立ち、冷延鋼板に焼鈍処理を施してもよい。めっき層中のＮｉ含有量は、硫酸亜鉛七水和物の濃度や電流密度を上記の範囲内で適宜調整することにより、所望のＮｉ含有量（例えば、９質量％以上２５質量％以下）とすることができる。また、Ｚｎ−Ｎｉめっき層の付着量は、通電時間を調整することにより、所望の付着量（例えば、片面あたり１０ｇ／ｍ^２以上９０ｇ／ｍ^２以下）とすることができる。

表１に示す成分を有する鋼を溶製して鋳片として、該鋳片を１２００℃に加熱し、８７０℃の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延を施した後、６００℃で巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、該熱延鋼板を酸洗後、６５％の圧下率で冷間圧延し、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。表１に記載のＡｃ_３変態点は、以下の（１）式より算出した（Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、熊井浩、野田龍彦訳、「レスリー鉄鋼材料学」、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３参照）。

Ａｃ_３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］ ・・・（１）
なお、（１）式において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ａｌ］は、各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ）の含有量（質量％）である。

以上のようにして得られた冷延鋼板を素地鋼板とし、素地鋼板の表面に、純Ｚｎめっき層、Ｚｎ−Ｆｅめっき層（Ｆｅ含有量：８〜７０質量％）、Ｚｎ−Ｎｉめっき層（Ｎｉ含有量：１０〜２３質量％）の各めっき層を形成して表面処理鋼板とした。各めっき層は、以下の条件で形成した。

＜純Ｚｎめっき層＞
冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、１０℃／ｓの昇温速度で８００℃以上９００℃以下の温度域まで加熱し、該温度域に１０ｓ以上１２０ｓ以下滞留させた後、１５℃／ｓの冷却速度で４６０℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、４５０℃の亜鉛めっき浴に浸漬することにより、Ｚｎめっき層を形成した。Ｚｎめっき層の付着量は、ガスワイピング法により所定の付着量に調整した。

＜Ｚｎ−Ｆｅめっき層＞
冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、１０℃／ｓの昇温速度で８００℃以上９００℃以下の温度域まで加熱し、該温度域に１０ｓ以上１２０ｓ以下滞留させた後、１５℃／ｓの冷却速度で４６０℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、４５０℃の亜鉛めっき浴に浸漬することにより、Ｚｎめっき層を形成した。Ｚｎめっき層の付着量は、ガスワイピング法により所定の付着量に調整した。ガスワイピング法により所定の付着量に調整した後、直ちに合金化炉で５００〜５５０℃に加熱して５〜６０ｓ保持することにより、Ｚｎ−Ｆｅめっき層を形成した。めっき層中のＦｅ含有量は、合金化炉での加熱温度や該加熱温度での滞留時間を上記の範囲内で変更することにより、所定の含有量とした。

＜Ｚｎ−Ｎｉめっき層＞
冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板し、１０℃／ｓの昇温速度で８００℃以上９００℃以下の温度域まで加熱し、該温度域に１０ｓ以上１２０ｓ以下滞留させた後、１５℃／ｓの冷却速度で４００℃以上５００℃以下の温度域まで冷却した。次いで、脱脂、酸洗した後、２００ｇ／Ｌの硫酸ニッケル六水和物、１０〜３００ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物を含有するｐＨ１．３、浴温５０℃のめっき浴中、３０〜１００Ａ／ｄｍ^２の電流密度で１０〜１００ｓ通電する電気めっき処理を行うことにより、Ｚｎ−Ｎｉめっき層を形成した。めっき層中のＮｉ含有量は、硫酸亜鉛七水和物の濃度や電流密度を上記の範囲内で適宜調整することにより、所定の含有量とした。また、Ｚｎ−Ｎｉめっき層の付着量は、通電時間を上記の範囲内で適宜調整することにより、所定の付着量とした。

以上のようにして得られた表面処理鋼板から、２００ｍｍ×４００ｍｍのブランク板を打抜き、該ブランク板を、大気雰囲気の電気炉により加熱したのち、ブランク板の表面を冷却し、その後、金型（材料：ＳＫＤ６１）を用いてプレス成形を行った。そして、金型内で冷却した後、離型することにより、図１に示すハット形状のプレス成形部材を製造した。プレス成形は、パンチ肩Ｒ：６ｍｍ、ダイス肩Ｒ：６ｍｍの金型を用い、パンチ−ダイスのクリアランス：１．６ｍｍとし、しわ押さえ力：１０ｔｏｎｆの絞り成形にて行った。

ブランク板の加熱温度、該加熱温度での保持時間、ブランク板の表面冷却方法、プレス成形開始時におけるブランク板の表面温度、平均温度、板厚方向中央部の温度、プレス成形荷重、金型内での保持時間（金型下死点位置での保持時間）プレス成形後の離型温度を、表２に示す。

プレス成形前の冷却は、ブランク板を金型にセットした状態で、ブランク板の表面を水冷または高圧ガス冷却することにより行った。このとき、冷却後のブランク板、すなわちプレス成形時のブランク板の表面温度、平均温度または板厚方向中央部温度を目標の範囲とするために、水冷時の水量、水圧および高圧ガス冷却時のガス温度、ガス圧を適宜調整した。なお、表２に示す実施例のうち、水冷する発明例においては、水冷条件を、水温：１０〜３０℃、水量密度：５００〜１０００００Ｌ／ｍ^２・ｍｉｎ、注水時間：０．１〜３．０ｓの範囲で適宜調整することにより、所望の表面温度、平均温度または板厚方向中央部温度とした。表２に示す実施例のうち、高圧ガス冷却する発明例においては、高圧ガス冷却条件を、Ｎ_２ガス、Ｈ_２ガスまたはＨｅガスを１〜３ａｔｍの高圧でブランク板表面に吹き付け、ガス噴射量：１．０〜３０Ｎｍ^３／ｍ^２・ｓ、ガス噴射時間：０．５〜５．０ｓの範囲で適宜調整することにより、所望の表面温度、平均温度または板厚方向中央部温度とした。

プレス前のブランク板表面の温度は、放射温度計にて連続的に測定した。なお、ブランク板の表面温度測定からプレス成形までに要する時間は1.5s程度であった。プレス成形時のブランク板の平均温度は、先述の手法に従い、プレス成形荷重から推定して求めた。すなわち、ブランク板を、900℃程度に加熱した後、成形開始まで空冷で均一冷却し、種々の温度でプレス成形を行って求めたブランク板と成形荷重の相関関係をもとに、本実施例での成形荷重からブランク板の平均温度を推定した。
プレス成形時のブランク板の板厚方向中央部の温度は、有限要素法による伝熱計算により求めた。

得られたハット形状のプレス成形部材の縦壁部からサンプルを採取し、その表層の断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で各サンプルにつき１０視野以上観察し、マイクロクラック（サンプル表面に生じる微小割れであって、めっき層−素地鋼板の界面からの深さが３０μｍ以下であり、めっき層−素地鋼板の界面を貫通して素地鋼板内部に至る微小割れ）の有無、およびマイクロクラックの平均深さを調べた。マイクロクラックの平均深さは、任意のマイクロクラック２０個分のマイクロクラック深さの平均値として求めた。なお、ここでいう「マイクロクラック深さ」とは、図５に示すように、マイクロクラック３の、めっき層１−素地鋼板２の界面から測定される板厚中央方向への割れの長さ（図５中、ｈの長さ）を意味する。観察されるマイクロクラックの個数が２０個未満である場合には、観察される全てのマイクロクラック深さの平均を平均深さとした。なお、マイクロクラック以外の割れ（サンプル表面に生じる割れであって、めっき層−素地鋼板の界面からの深さが３０μｍ超の割れ）の有無も確認した。

また、得られたサンプル（ハット形状のプレス成形部材の縦壁部から採取したサンプル）の断面を研磨し、その板厚方向中央部の硬さをマイクロビッカース硬度計にて求めた。これらの結果も、表２に併せて示す。

さらに、得られたプレス成形部材の縦壁部から、ＪＩＳ １３ Ｂ号引張試験片を採取した。この採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５６７（１９９８）に準拠して引張試験を行い、室温（２２±５℃）における引張強さを測定した。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：１０ｍｍ／ｍｉｎで行った。これらの結果も、表２に併せて示す。

発明例、比較例のいずれの熱間プレス成形部材についても、めっき層−素地鋼板の界面からの深さが３０μｍを超える割れは観察されなかった。
しかし、比較例の熱間プレス成形部材の一部には、マイクロクラック（めっき層−素地鋼板の界面を貫通して素地鋼板内部に至る微小割れ）が観察された。また、比較例の熱間プレス成形部材のうち、マイクロクラックが観察されなかった部材に関しては、熱間プレス成形時の成形荷重が３００ｔｏｎｆを上回っていた。
これに対し、発明例の熱間プレス成形部材は、いずれもマイクロクラック（めっき層−素地鋼板の界面を貫通して素地鋼板内部に至る微小割れ）が観察されず、熱間プレス成形時の成形荷重も３００ｔｏｎｆ未満の低い値となった。また、発明例の熱間プレス成形部材では、いずれも１３００ＭＰａ以上の引張強さが得られた。

図６に、上記ＳＥＭ観察の結果の一部を示す。図６の（ａ）は、表２の部材Ｎｏ．２３（比較例）のＳＥＭ観察結果であり、微小割れが素地鋼板内部に至っている様子が確認できる。一方、図６の（ｂ）は表２の部材Ｎｏ．１４（発明例）のＳＥＭ観察結果であり、めっき層の割れはあるが、素地鋼板内部に至るようなマイクロクラックは認められない。

１ … めっき層
２ … 素地鋼板
３ … マイクロクラック
ｈ … マイクロクラック深さ

Claims (9)

1. Zn系のめっき層が素地鋼板の表面に形成された表面処理鋼板に熱間プレスを施して熱間プレス成形部材を製造するにあたり、
   前記表面処理鋼板を、750℃以上1000℃以下の温度域に加熱した後、前記表面処理鋼板の表面を冷却し、前記表面処理鋼板の表面温度が400℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の平均温度が500℃以上である条件で熱間プレス成形する熱間プレス成形部材の製造方法。
2. Zn系のめっき層が素地鋼板の表面に形成された表面処理鋼板に熱間プレスを施して熱間プレス成形部材を製造するにあたり、
   前記表面処理鋼板を、750℃以上1000℃以下の温度域に加熱した後、前記表面処理鋼板の表面を冷却し、前記表面処理鋼板の表面温度が400℃以下であり且つ前記表面処理鋼板の板厚方向中央部の温度が530℃以上である条件で熱間プレス成形する熱間プレス成形部材の製造方法。
3. 前記めっき層が、Zn-Niめっき層であり、該Zn-Niめっき層中のNi含有量が質量%で9%以上25%以下である請求項１または２に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
4. 前記めっき層が、Zn-Feめっき層であり、該Zn-Feめっき層中のFe含有量が質量%で5%以上80%以下である請求項１または２に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
5. 前記素地鋼板が、質量％で、C：0.15%以上0.50%以下、Si：0.05%以上2.00%以下、Mn：0.50%以上3.00%以下、P：0.10%以下、S：0.050%以下、B：0.0002%以上0.0050%以下、Al：0.10%以下およびN：0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
6. 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Cr：0.01%以上0.5%以下、V：0.01%以上0.5%以下、Mo：0.01%以上0.5%以下およびNi：0.01%以上0.5%以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項５に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
7. 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Ti：0.01%以上0.20%以下を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
8. 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Nb：0.01%以上0.10%以下を含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれかに記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
9. 前記素地鋼板が、さらに質量％で、Sb：0.003%以上0.03%以下を含有することを特徴とする請求項５〜８のいずれかに記載の熱間プレス成形部材の製造方法。