CN104271789B - 热冲压用合金化熔融镀锌钢板及其制造方法、以及热冲压部件 - Google Patents

热冲压用合金化熔融镀锌钢板及其制造方法、以及热冲压部件 Download PDF

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Abstract

本发明提供将包含0.7％以上的高Si量的镀锌钢板用于热冲压用途时，在保持焊接部的高接合强度的状态下，还能抑制不镀的发生的热冲压用高Si含量镀钢板的制造方法。该制造方法的特征在于，其是将按质量％计含有C：0.10～0.5％、Si：0.7～2.5％、Mn：1.0～3％、Al：0.01～0.5％的热轧酸洗钢板或冷轧钢板在还原性气氛下退火后，进行镀敷而制造热冲压用镀锌钢板的方法，所述退火在500～700℃的范围内进行30～270秒。

Description

热冲压用合金化熔融镀锌钢板及其制造方法、以及热冲压 部件
技术领域
本发明涉及制造可以在主要适用于汽车车身的薄钢板成形品的领域中适宜地使用的热冲压用镀锌钢板(GI或GA)的方法、热冲压用合金化熔融镀锌钢板及其制造方法、以及热冲压部件。详细而言，本发明涉及即使含有0.7％以上的高Si，也能抑制不镀的发生的热冲压用镀锌钢板的制造方法、热冲压用合金化熔融镀锌钢板及其制造方法、以及热冲压部件。本发明的热冲压用镀锌钢板可以优选地用于例如汽车底盘、行走部件、增强部件等汽车用部件。
背景技术
汽车用部件一般通过将钢板冲压成形而制造。作为钢板，可以使用热轧后酸洗过的钢板(以下，称为热轧酸洗钢板。)、冷轧钢板，除此之外，从耐腐蚀性提高的观点出发，还可以使用对上述钢板实施了镀敷的镀敷钢板。镀敷钢板主要区分为镀锌系钢板和镀Al系钢板，考虑到耐腐蚀性等，通常使用镀锌系钢板。
另外，近年来，作为可以兼顾高强度化和复杂形状的技术，提出了将钢板(热轧酸洗钢板、冷轧钢板、或将这些作为基底钢板的镀敷钢板)在高温下进行冲压来制造的热冲压技术。热冲压也称为热成形、热压等，是将上述钢板加热至奥氏体+铁素体的温度域(Ac1相变点)以上的高温，进行冲压加工的方法。通过热冲压法，能够得到高强度且复杂形状的汽车用部件。
作为可以用于热冲压用途的钢板，本申请人公开了专利文献1。专利文献1中公开了，以热轧酸洗钢板、冷轧钢板为对象，若将这些钢板的Si量提高到0.7％以上，则点焊接部的接合强度提高。进一步在专利文献1中公开了，若适当地控制Ti与N的关系，使B以固溶的状态存在，则能够抑制因Si量的增加而导致的热成形性的劣化。
但是，对大量含有像Si这样比Fe更容易氧化的元素(易氧化性元素)的钢板实施熔融镀锌时，引起一下现象，即，在镀敷前的还原退火时(例如连续熔融镀锌流水线的还原炉中的热处理时)钢板内部的Si向表面侧扩散、稠化，在钢板的最表面稳定地形成SiO2等氧化皮膜。该氧化皮膜阻碍与熔融镀锌时的锌的浸润性(镀敷浸润性)，因而在镀层产生大量的不镀部分。这样的不镀的问题在热冲压后也可见，导致热冲压后的成形品的显著的品质降低。
因此，作为热冲压用钢板，在不使用专利文献1那样的热轧酸洗钢板、冷轧钢板(镀敷前的钢板)，而使用镀锌钢板时，为了防止镀敷浸润性的降低，大多使用将Si量降低至0.5％以下的镀锌钢板(例如专利文献2及专利文献3)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-169679号公报
专利文献2：日本特开2007-56307号公报
专利文献3：国际公开第2010/069588号小册子
发明内容
发明所要解决的课题
但是，若使用专利文献2及专利文献3那样Si量少的热冲压用镀锌钢板，则点焊接部的焊接强度(也称点焊接部的接合强度。以下同样)的降低引起很大担忧。因此，期望的是提供专利文献1所述那样Si量为0.7％以上之高(由此，能够提高点焊接部的焊接强度)，而且，也不会发生因Si的大量添加而导致的不镀的问题的热冲压用镀锌钢板的制造方法。
另外，使用上述镀锌钢板进行热冲压时，存在成形品中发生因熔融金属脆化(Liquid Metal Embrittlement，以下有时仅记为“LME”)导致的晶界破裂(以下有时称为“LME裂纹”)这样的问题。
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于，提供将包含0.7％以上的高Si量的镀锌钢板用于热冲压时，在保持点焊接部的高接合强度的状态下，也能抑制不镀的发生的热冲压用高Si含量镀敷钢板的制造方法，进一步提供在供于热冲压时，能抑制LME裂纹的热冲压用合金化熔融镀锌钢板，另外进一步提供能够不降低冲压生产率而抑制所述LME裂纹的热冲压用合金化熔融镀锌钢板、以及LME裂纹被抑制的热冲压部件。
用于解决课题的手段
能够达成上述目的的本发明的热冲压用镀锌钢板的制造方法是将含有C：0.10～0.5％(表示质量％，以下同样)、Si：0.7～2.5％、Mn：1.0～3％、Al：0.01～0.5％的热轧酸洗钢板或冷轧钢板在还原性气氛下退火后，进行镀敷而制造热冲压用镀锌钢板的方法，重点在于上述退火在500～700℃的范围内进行30～270秒。
在本发明的优选实施方案中，所述热轧酸洗钢板或冷轧钢板还包含0.005％以下(不包括0％)的B。
在本发明的优选实施方案中，所述热轧酸洗钢板或冷轧钢板还包含0.10％以下(不包括0％)的Ti。
在本发明的优选实施方案中，所述热轧酸洗钢板或冷轧钢板还包含共计1％以下(不包括0％)的Cr及Mo。
在本发明的优选实施方案中，所述热轧酸洗钢板或冷轧钢板还包含共计0.1％以下(不包括0％)的Nb、Zr及V。
另外在本发明的优选实施方案中，所述热轧酸洗钢板或冷轧钢板还包含共计1％以下(不包括0％)的Cu及Ni。
在本发明的优选实施方案中，上述镀锌钢板为熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。
本发明还包括一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，基底钢板为含有C：0.10～0.5％、Si：0.7～2.5％、Mn：1.0～3％、Al：0.01～0.5％、余量由铁及不可避免的杂质构成的合金化熔融镀锌钢板，镀层与基底钢板的界面的氧浓度为0.50％以下。
在本发明的优选实施方案中，上述镀层中的Fe浓度为16％以上。
在本发明的优选实施方案中，上述基底钢板还包含0.005％以下(不包括0％)的B。
在本发明的优选实施方案中，上述基底钢板还包含0.10％以下(不包括0％)的Ti。
在本发明的优选实施方案中，上述基底钢板还包含共计1％以下(不包括0％)的Cr及Mo。
在本发明的优选实施方案中，上述基底钢板还包含共计0.1％以下(不包括0％)的Nb、Zr及V。
另外在本发明的优选实施方案中，上述基底钢板还包含共计1％以下(不包括0％)的Cu及Ni。
本发明还包括上述热冲压用合金化熔融镀锌钢板A(特别是镀层与基底钢板的界面的氧浓度为0.50％以下的合金化熔融镀锌钢板)的制造方法。该制造方法的特征在于，将满足上述(基底钢板的)成分组成的热轧酸洗钢板或冷轧钢板进行在露点为-60～-10℃的还原性气氛下以500～700℃保持30～270秒的退火后，进行镀敷，接着进行合金化。
本发明还包括上述热冲压用合金化熔融镀锌钢板B(特别是镀层与基底钢板的界面的氧浓度为0.50％以下且镀层中的Fe浓度为16％以上的金化熔融镀锌钢板)的制造方法。该制造方法的特征在于，将满足上述成分组成的热轧酸洗钢板或冷轧钢板进行在露点为-60～-10℃的还原性气氛下以500～700℃保持30～270秒的退火后，进行镀敷，接着以560～750℃进行合金化。
本发明还包括上述热冲压用合金化熔融镀锌钢板B的另一制造方法。该制造方法的特征在于，将满足上述(基底钢板的)成分组成的热轧酸洗钢板或冷轧钢板进行在露点为-60～-10℃的还原性气氛下以500～700℃保持30～270秒的退火后，进行镀敷，接着进行合金化，进一步在400～750℃下进行再退火。
本发明还包括热冲压部件，其是基底钢板为满足上述成分组成并具有合金化熔融锌镀层的热冲压部件，其特征在于，LME裂纹的深度为10μm以下，且所述镀层中的Fe浓度为72％以上；以及使用上述热冲压用合金化熔融镀锌钢板而得到的热冲压部件，其特征在于，LME裂纹的深度为10μm以下，且镀层中的Fe浓度为72％以上。
发明效果
本发明中，对包含0.7％以上的Si的钢板(热轧酸洗钢板或冷轧钢板)进行适当地控制温度及时间的还原退火后，进行镀锌，由此能够提供不会发生不镀、且点焊接部的接合强度高的热冲压用镀锌钢板。进而，能够提供合金化熔融镀锌钢板的镀层与基底钢板的界面的氧化物的形成被抑制、供于热冲压时能够抑制LME裂纹的热冲压用合金化熔融镀锌钢板，进而，还能够提供合金化熔融镀锌钢板的镀层中的Fe浓度为一定以上、供于热冲压时坯料的加热工序不需要长时间(即，不降低冲压生产率)而能够抑制LME裂纹的热冲压用合金化熔融镀锌钢板。
附图说明
图1是表示实施中的LME实验的方法的示意说明图。
图2是表示实施中的样品的采集位置的图。
图3是实施中的FE-SEM观察照片。
图4是表示实施中的辉光放电发光光谱分析结果的图，图4(a)表示表4的实验No.3的分析结果，图4(b)表示表5的No.79的分析结果。
具体实施方式
首先本发明人等鉴于若欲将专利文献1所述的热冲压用的热轧酸洗钢板或冷轧钢板(通过将Si量提高至0.7％以上来实现点焊接部的接合强度提高的钢板)应用于镀锌钢板，则因Si大量添加导致的不镀的问题发生，为了解决该问题，反复进行了研讨。其结果发现，若适当地控制镀敷前的还原退火条件(还原性气氛下的热处理温度及时间)，则在保持因Si的大量添加而得到的上述优点(点焊接部的接合强度提高)的状态下，可以得到能够避免不镀的问题的热冲压用镀锌钢板，从而完成本发明。对于上述镀敷前的还原退火条件在后面进行详述。
另外本发明人等为了实现供于热冲压时上述LME裂纹的发生被抑制的合金化熔融镀锌钢板而反复进行认真研究。其结果发现，若使合金化熔融镀锌钢板的镀层与基底钢板的界面实质上不存在氧化物，则能够抑制上述LME裂纹。详细内容如下。
首先在本发明中，为了定量地把握上述合金化熔融镀锌钢板的镀层与基底钢板的界面的氧化物(以下有时称为“界面氧化物”)的量，如后述的实施例中所求出将该镀层与基底钢板的界面的氧浓度(以下有时称为“界面氧浓度”)用于评价指标。然后，如后述的实施例所示，对于为了将LME深度抑制在10μm以下的上述界面氧浓度的上限值进行了研讨，结果发现将该界面氧浓度设为0.50(质量)％以下即可。上述界面氧浓度优选为0.48％以下，更优选为0.46％以下。需要说明的是，从生产率等的观点出发，上述界面氧浓度的下限值约为0.10％左右。上述界面氧浓度可以用后述的实施例中记载的方法求出。
对于能够通过抑制上述界面氧化物的生成而抑制LME的理由尚未明确，但可以考虑如下。即，镀层的合金化越进行，镀层的熔点越升高，因而熔融锌减少而LME的发生得到抑制。上述镀层的合金化通过从基底钢板向镀层的合金成分的扩散而发生，但如使用氧化还原法的情况那样，若在镀层与基底钢板的界面形成氧化物(界面氧化物)，则从基底钢板向镀层的合金成分的扩散、即合金化的进行被阻碍，短时间的加热不能充分地合金化。与此相对，可以认为若使用尽量不存在界面氧化物的镀敷钢板，则从基底钢板向镀层的合金成分的扩散不会被阻碍，因而即使加热时间短也能使镀层合金化到LME不发生的程度。
进而，对不降低冲压生产率而用于抑制上述LME裂纹的方法也反复进行了研讨。特别是，着眼于供于热冲压的镀锌钢板的镀层中的Fe浓度，对该Fe浓度与LME裂纹的关系进行了细查。其结果发现，如下述所详述那样，若使镀层中的Fe浓度为一定以上，则能够不降低冲压生产率而抑制LME裂纹。
上述熔融镀锌若加热则锌熔融。该熔融的锌的存在成为LME裂纹的原因。因此，为了抑制在热冲压时产生的LME裂纹，有效的是保持熔融的锌在成形时尽量不存在的状态。通过使热冲压工序中的成形前的加热为长时间，暂时熔融的锌因合金化的进展而变成固相状态，而熔融锌消失。但若上述加热时间为长时间，则冲压生产率降低。本发明中，通过使上述镀层中的Fe浓度为16％以上，上述锌在加热时容易变成固相状态，熔融锌的消失所需加热时间的缩短化、即冲压生产率的提高成为可能。上述镀层中的Fe浓度优选为20％以上，更优选为22％以上。需要说明的是，从抑制粉化的观点出发，上述镀层中的Fe浓度的上限为80％左右。上述Fe浓度利用后述的实施例所述的方法进行测定。
接着，对用于本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板的制造方法的热轧酸洗钢板或冷轧钢板、用该方法得到的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板的基底钢板、以及使用上述合金化熔融镀锌钢板而得的热冲压部件的基底钢板的成分组成进行说明。
用于本发明的钢板的化学成分如上所述，其特征在于，将Si提高至0.7％以上而提高点焊接部的接合强度。
[C：0.10～0.5％]
C作为固溶强化元素，是有助于热冲压后的钢板(部件，以下有时称为热冲压成形品。)的高强度化的元素。为了通过热冲压而得到所期望的980MPa以上的高强度，C量的下限设为0.10％以上。C量的下限优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.17％以上。但是，若C量过剩，则热冲压成形品的焊接性降低，因而将其上限设为0.5％。C量的上限优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。
[Si：0.7～2.5％]
Si是有助于热冲压成形品的点焊接部的接合强度提高的元素。另外Si具有防止热冲压的缓冷工序中的回火而保持部件的强度的效果。而且Si还是有助于生成残留奥氏体而提高部件的延展性的元素。为了有效地发挥这些效果，将Si量的下限设为0.7％以上。Si量的下限优选为0.75％以上，更优选为0.80％以上，进一步优选为0.90％以上，更进一步优选为1.0％以上。但是，若Si量过剩，则强度变得过高而基底钢板(热轧酸洗钢板或冷轧钢板)制造时的锻造载荷增大，除此之外，热轧时在基底钢板表面产生包含SiO2的氧化皮，镀敷后的钢板的表面性状劣化，因而将其上限设为2.5％。Si量的上限优选为2.3％以下，更优选为2.1％以下。
[Mn：1.0～3％]
Mn是提高淬透性、为了抑制热冲压成形品的高强度偏差而有用的元素。另外Mn还是在后述的镀敷的合金化处理中促进合金化、有助于确保镀层中的Fe浓度的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Mn量的下限设为1.0％以上。但是，若Mn量过剩，则强度变得过高而基底钢板制造时的轧制载荷增大，因而将其上限设为3％以下。Mn量的优选下限为1.2％以上，更优选下限为1.5％以上，进一步优选为1.7％以上，优选上限为2.8％以下，更优选上限为2.5％以下。
[Al：0.01～0.5％]
Al是用于脱氧的必要元素，因此，将Al量的下限设为0.01％以上。优选为0.03％以上。但是，若Al量变得过剩，则不仅上述效果饱和，而且氧化铝等夹杂物增加而加工性劣化，因而将A1量的上限设为0.5％。优选为0.3％以下。
用于本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板的制造方法的热轧酸洗钢板或冷轧钢板、利用该方法得到的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板的基底钢板、以及使用上述合金化熔融镀锌钢板而得到的热冲压部件的基底钢板基本上包含上述成分，余量为铁及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以举出例如P、S、N等。
P是对点焊接部的接合强度产生不良影响的元素，若其量过剩，则向由点焊接形成的焊点的最终凝固面偏析而焊点脆化，接合强度降低。因此P量优选设为0.02％以下。更优选为0.015％以下。
S也和P同样，是对点焊接部的接合强度产生不良影响的元素，若其量过剩，则助长因焊点内的晶界偏析导致的晶界破坏，接合强度降低。因此S量优选设为0.01％以下。更优选为0.008％以下。
N与B结合而减少固溶B量，对淬透性给予不良影响。另外，若N量过剩，则氮化物的析出量增大，对韧性给予不良影响。因此N量的上限优选设为0.01％以下。更优选为0.008％以下。需要说明的是，若考虑制钢上的成本等，则N量通常为0.001％以上。
本发明中，除上述成分之外，可以根据需要进一步添加下述的选择元素。
[B：0.005％以下(不包括0％)]
B是提高钢材的淬透性的元素。为了发挥该效果，优选含有0.0003％以上的B。更优选设为0.0005％以上(进一步优选设为0.0010％以上)。另一方面，若B超过0.005％，则在热冲压成形品中粗大的硼化物析出而成形品的韧性劣化，因而优选设为0.005％以下(更优选0.004％以下)。
[Ti：0.10％以下(不包括0％)]
Ti是具有将N固定、确保基于B的淬火效果的作用的元素。另外，Ti还具有使组织细微化的效果。因组织细微化而部件延展性提高。为了充分发挥这样的作用，Ti量优选设为0.01％以上。更优选为0.02％以上。但是，若Ti量过剩，则钢板的延展性劣化，进而优选将Ti量设为0.10％以下。更优选为0.07％以下。
[Cr及Mo：共计1％以下(不包括0％)]
Cr及Mo是为了提高基底钢板的淬透性而有效的元素，通过含有这些元素可以期待热冲压成形品中的硬度偏差的降低。这些元素可以单独添加，也可以并用两种。为了发挥这样的作用，优选将这些元素的总量(单独含有时为单独的量，并用两种时为总量。)设为0.01％以上。更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。但是，若它们的总量过剩，则上述效果饱和，并且成本也升高，因而优选将其上限设为1％以下。更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。
[Nb、Zr及V：共计0.1％以下(不包括0％)]
Nb、Zr、V具有使组织细微化的效果，具有通过使组织细微化来提高部件的延展性的效果。为了有效地发挥这样的效果，优选将这些元素的总量(单独含有时为单独的量，并用两种以上时为总量。)的下限设为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，若这些元素的总量过剩，其效果饱和而导致成本的升高，因而优选将其上限设为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
[Cu及Ni：共计1％以下(不包括0％)]
Cu及Ni是想要对热冲压成形品赋予抗滞后破坏性时，根据需要添加的元素。这些元素可以单独添加，也可以并用两种。为了有效地发挥这样的作用，优选将这些元素的总量(单独含有时为单独的量，并用两种时为总量。)设为0.01％以上。更优选为0.05％以上。但是，若它们的量过剩，则成为钢板制造时的表面瑕疵的发生原因，因而优选将其上限设为1％以下。更优选为0.5％以下。
以下，将本发明的制造方法按工序顺序详细说明。本发明的制造方法的概要如下。
将规定成分的钢进行铸造→加热→热轧→酸洗(→根据需要进行冷轧)→熔融镀锌工序(→根据需要进一步进行合金化工序)
而且本发明的最大的特征在于，如后面所详述那样，适当地控制熔融镀锌工序的退火工序中的、利用还原炉的退火(还原性气氛下的热处理)中的退火条件(温度及时间)。
首先，将满足上述成分的钢进行铸造、加热。加热条件没有特别限定，可以采用通常使用的条件，但优选在大概1100～1300℃的温度下进行。
接着，进行热轧。热轧条件没有特别限定，可以采用通常使用的条件。优选条件大致如下。
精轧温度(FDT)：800～950℃
卷取温度(CT)：500～700℃
上述热轧钢板的优选板厚的上限为3.5mm以下。优选为3.0mm以下，更优选为2.5mm以下。
热轧后进行酸洗，从而制作热轧酸洗钢板。在该酸洗工序中，通过酸洗，至少能够除去热轧氧化皮即可。例如对于热轧卷取温度高的卷材而言，有时在热轧氧化皮与钢板的界面附近形成因Si、Mn的氧化物导致的晶界氧化层，但晶界氧化的残存不会对镀敷处理性产生不镀等不良影响，所以在该酸性工序中，未必需要连上述晶界氧化也除去。但从外观、粗糙度等表面性状稳定化的观点出发，优选尽量除去上述晶界氧化层，可以适当采用为了除去晶界氧化层而通常使用的酸洗方法。例如，优选使用加热至80～90℃的盐酸等，进行20～300秒酸洗。此时，优选在盐酸中添加适量的酸洗促进剂(例如具有巯基的化合物)、抑制剂(例如胺系有机化合物)。
按这种方式得到的热轧酸洗钢板的优选厚度也与上述热轧钢板大致相同。
上述酸洗后，可以根据需要，进一步进行冷轧，从而制作冷轧钢板。通过本发明的方法而得到的镀锌钢板尤其以汽车的轻量化等为目的而适宜地用于汽车部材，因而从尺寸精度、平坦度的观点出发，构成该镀锌钢板的基底钢板优选为冷轧钢板。
若考虑工厂的生产率等，冷轧率优选控制在20～70％的范围内。按这种方式得到的冷轧钢板的优选板厚的上限为2.5mm以下。更优选为2.0mm以下，进一步优选为1.8mm以下。
接着，将按上述方式得到的热轧酸洗钢板或冷轧钢板(以下，有时用基底钢板代表。)交付至还原炉方式的连续镀敷工序。一般而言，在还原炉方式的熔融镀锌流水线中进行的工序分为前处理工序、退火工序、镀敷工序(根据需要还进行合金化处理)。熔融镀锌流水线的退火工序通常由还原炉和冷却带构成，本发明的最大特征在于，适当地控制还原炉中的退火条件(还原性气氛下的热处理温度和时间)。当然，本发明的方法没有限定于上述方式的意思，例如，还可以在无氧化炉方式的连续退火流水线中进行上述熔融镀锌流水线。以下，基于上述方式进行说明。
首先，对上述基底钢板进行前处理。前处理是为了除去钢板表面的油(油脂)、污垢而通常进行的处理，代表性的是通过碱液脱脂来进行。用于碱液脱脂的碱液若能将油脂等作为水溶性皂而除去则没有特别限定，可以优选使用例如苛性钠、硅酸盐。另外，为了提高脱脂性，还可以进行电解洗涤、洗涤器处理、向脱脂液中的表面活性剂、螯合剂的添加处理。本发明中，若钢板表面被适当地脱脂则前处理的方法没有限定，可以任意组合上述的处理。在进行碱液脱脂作为前处理时，为了除去附着于钢板的脱脂液，而进行热清洗(热水洗)，用干燥器等进行干燥。
接着，将前处理过的上述基底钢板投入还原炉，在还原炉中进行退火(还原性气氛下的热处理)。此时的退火条件是将500～700℃的范围(退火温度、均热温度)内的停留时间(退火时间、均热时间)设为30～270秒。将上述温度域内的退火处理也称为均热处理。退火温度的下限值优选为530℃，更优选为560℃，进一步优选为600℃。退火温度的上限值优选为680℃，更优选为660℃。退火时间的下限值优选为60秒，更优选为90秒。退火时间的上限值优选为240秒，更优选为210秒。需要说明的是，从节能的观点出发，在投入还原炉前，可以在利用废气的还原性气氛的预热炉内，将前处理后的钢板进行预热。此时的预热条件若为还原性气氛则没有特别限定。
对于上述的退火条件而言，从抑制向Si的表面的稠化(Si系氧化物的生成)、将形成于基底钢板表面的极薄的Fe系氧化物还原而消除不镀的观点出发，通过大量的基础实验来决定。退火温度的上限/下限、退火时间的上限/下限分别脱离上述范围时，发生不镀(参照后述的实施例)。特别是若退火温度过高或退火时间过长，则Si系氧化物容易形成于表面，变得容易发生不镀。另一方面，若退火温度过低或退火时间过短，则Fe系氧化物容易残存，还是容易发生不镀。
具体来说，为了不发生不镀，优选通过退火时的温度与时间的平衡来适当地控制上述退火条件。例如，退火温度高时可以缩短退火时间，另一方面，退火温度低时也可以增长退火时间。
需要说明的是，后述的实施例中确认了，在熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板的阶段(热冲压之前)，观察不镀的有无，但若在该阶段不镀被抑制在5％以下，则在热冲压的均热时该不镀消失，因而即使在热冲压后的制品中也不会发现不镀。
另外通过在上述退火温度的范围内进行还原退火的实验，来确认界面氧浓度为0.50％以下。另一方面，对于用Si添加钢通常进行的氧化还原法而言，难以将界面氧浓度控制在0.50％以下。
此外，从易于提高镀层中的Fe浓度的观点出发，优选将退火温度设为上述范围(500～700℃)的中较低的温度。例如，优选将上述退火温度设为500～650℃，更优选为500～600℃。另外，像这样将退火温度设为较低时，优选将退火时间设为较长，例如优选将退火时间设为45秒以上，更优选为60秒以上。
需要说明的是，与热冲压用途无关，通常在对像本发明这样含有大量的Si的钢进行镀锌时，为了防止不镀的发生，可以采用例如在退火工序之前进行预镀的方法、进行在用还原炉的还原退火之前进行氧化的氧化还原法的方法等。但在本发明中，由于按以下详述的方式在进行适当的还原退火后进行镀敷，因此不需要这些方法。对于进行预镀的方法而言，特殊设备的导入导致成本提高。另外，用氧化还原法制造时，形成于镀层与基底钢板的界面的氧化物层阻碍热冲压加热时的Fe向镀层的扩散，为了防止LME所需的加热时间变长而冲压生产率降低。
还原时的气氛、露点若为不发生不镀的范围则没有特别限定，优选设为例如在H2-N2混合气体中H2浓度为1～30％、-10～-60℃的露点范围。具体来说，推荐通过前述的退火时的温度、时间的关系，来适当地控制退火时间。
接着，从还原炉出来的基底钢板在冷却带被冷却。通常，冷却带由缓冷带、急冷带、调整带(也称保持带)构成，但对于冷却方法而言，为了不发生不镀而在通常使用的条件下进行即可，可以举出例如将还原性气氛的气体向钢板喷吹而进行冷却等方法。
按这种方式进行连续退火工序后进行镀锌。详细而言，通过熔融镀锌工序来制作熔融镀锌钢板(GI)。或者可以使上述GI合金化，来制作合金化熔融镀锌钢板(GA)。
上述熔融镀锌工序没有特别限定，通常能够采用可以使用的方法。例如，熔融镀锌浴的温度控制在430～500℃左右即可。从耐腐蚀性确保的观点出发，熔融锌镀层的附着量(与下述的合金化熔融锌镀层的附着量相同)优选为30g/m2以上，更优选为40g/m2以上，进一步优选超过75g/m2。另一方面，从易于实现本发明中规定的镀层中的Fe浓度的观点出发，优选熔融锌镀层(特别是合金化熔融锌镀层)的附着量少。因此，熔融锌镀层的附着量优选为120g/m2以下，更优选为100g/m2以下。
上述合金化熔融镀锌工序也没有特别限定，通常能够采用可以使用的方法。例如，合金化温度控制在500～700℃左右即可。从易于提高上述镀层中的Fe浓度的观点出发，优选将上述合金化温度设为560℃以上。更优选为600℃以上，进一步优选为650℃以上。
镀敷工序后的工序也没有特别限定，通常能够采用可以使用的方法。通常进行光整(skin pass)处理、张力平整(tension leveller)处理、涂油等，根据需要在通常使用的条件下实施这些处理即可，若不必要也可以不实施。
作为易于提高上述镀层中的Fe浓度的方法，可以代替将上述合金化温度设为560℃以上(此时，合金化处理时的温度没有特别限定。例如如上所述，可以设为500～700℃左右)，而在上述合金化处理后(或在前述的镀敷工序后的工序之后)进行再退火。另外，可以将上述合金化温度控制在560℃以上，并且在该合金化处理后进行再退火。
上述再退火的推荐条件如下。即，再退火时的加热温度(再退火温度)为400℃以上即可。优选为450℃以上。另一方面，从抑制锌的蒸发的观点出发，将上述再退火温度设为750℃以下。优选为700℃以下。另外，在上述再退火温度下保持的时间(再退火时间)可以根据加热方法等适当设定。例如在炉加热的情况下，上述再退火时间优选为1小时以上(更优选为2小时以上)，在感应加热的情况下，上述再退火时间优选为10秒以上。另一方面，从抑制锌的蒸发的观点出发，上述再退火时间在上述炉加热的情况下，优选为15小时以下，更优选为10小时以下。另外在上述感应加热的情况下，上述再退火时间优选为3分钟以下，更优选为1分钟以下。
按这种方式得到的镀锌钢板(GI或GA)可以作为热冲压用钢板适宜地使用。
本发明中，热冲压工序没有特别限定，通常能够采用可以使用的方法。可以举出例如，按照通常的方法，将上述钢板加热至Ac3相变点以上的温度而奥氏体化后，在例如约550℃以上的温度下完成成形(金属模到达下死点位置的时刻)的方法。作为上述加热的方法，可以采用炉加热、通电加热、感应加热等。
对于上述加热的条件而言，通过将在保持在Ac3相变点以上的温度的炉内的保持时间(也称在炉时间。在通电加热、感应加热的情况下，是指从加热开始到结束的时间。)优选控制在30分钟以下、更优选控制在15分钟以下(进一步优选控制在7分钟以下)，从而奥氏体的颗粒成长被抑制，热轧的拉伸性、热冲压成形品的韧性等特性提高。本发明中，通过如上所述将合金化熔融镀锌钢板的镀层中的Fe浓度设为16％以上，可以将上述加热的保持时间设为低于9分钟(进一步低于7分钟、更进一步低于6分钟)，可以进一步提高冲压生产率。需要说明的是，即使在上述镀层中的Fe浓度低的情况下，通过增长上述加热的保持时间，也能抑制LME。
上述加热的保持时间的下限没有特别规定，在加热中达到Ac3相变点以上即可，但从切实地抑制LME的观点出发，优选设为超过5.5分钟。
通过将利用上述制造方法得到的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板供于上述热冲压，能够在保持焊接部的高接合强度的状态下，实现不镀的发生被抑制的热冲压部件。特别是使用抑制了界面氧化物的合金化熔融镀锌钢板，进行热冲压(优选在上述条件下进行的热冲压)而得到的本发明的热冲压部件(成形品)满足镀层中的Fe浓度为72％以上(优选为74％以上，更优选为76％以上，上限为85％左右)，且LME裂纹的深度(用后述的实施例所述的方法求出)为10μm以下(优选为5μm以下，更优选为1μm以下，最优选为0μm)。需要说明的是，若使用该钢板则合金化得到促进，因此，因残存的熔融锌导致的锌向金属模的凝集难以发生，还可以降低金属模的获得成本。
在使用本发明的熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，制造热冲压部件的方法中，除了上述热冲压工序之外，可以进一步采用根据部件的形状进行切削等通常进行的工序(条件)。作为上述热冲压部件，可以举出例如汽车底盘、行走部件、增强部件等。
以下，举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，可以在能适合前述、后述的主旨的范围内施加变更，这些均包含在本发明的技术的范围内。
本申请主张基于2012年4月23日申请的日本专利申请第2012-098035号及2013年1月24日申请的日本专利申请第2013-011424号的优先权的利益。2012年4月23日申请的日本专利申请第2012-098035号的说明书的全部内容及2013年1月24日申请的日本专利申请第2013-011424号的说明书的全部内容用于本申请的参考而引用。
实施例
[实施例1]
将具有表1所述的化学组成的钢(单位为质量％)的板坯加热至1200℃后，用表1所述的方法进行热轧[FDT(精轧)→CT(卷取)]→基于酸洗工序的去氧化皮处理→冷轧，而得到冷轧钢板(相当于原板、镀敷钢板中的基底钢板)。
使用按这种方式得到的各冷轧钢板，测定以下各项。
(热冲压后的抗拉强度的测定)
使用切断上述冷轧钢板而得到的长条状坯料(长度：30mm、宽度：210mm)，按以下方式实施模拟热冲压的加热形式。
首先，对于上述坯料，模拟镀敷前的退火而在5％H2-N2、露点-45℃的还原性气氛下以600℃×90秒进行退火后，冷却到室温。然后，将上述坯料再次投入在大气中保持在930℃的加热炉内并停留4分钟，按照上述坯料的中心的表面部分变成930℃(板的中心的表面部分)的方式进行加热。接着，从上述加热炉中取出上述坯料后，立即用水冷却。
从上述的热冲压模拟实验后的坯料切出JIS5号试验片，用JISZ2201所述的方法进行拉伸试验(拉伸速度为10mm/min)，测定热冲压后的钢板的抗拉强度。热冲压后的钢板的抗拉强度为980MPa以上评价为○(合格)，低于980MPa评价为×(不合格)。
(热冲压后的焊接强度的测定)
将上述热冲压模拟实验后的坯料供至以下的点焊接试验，测定接合部的强度(十字接头断裂载荷)。焊接电流按照焊点直径成为(t：板厚)的方式进行调节。
试验片条件：十字张力用试验片(基于JIS Z3137)
焊接机：单相交流式点焊接机
电极：前端直径φ为6mm的球形倒圆型
加压力：4kN
初期加压时间：60循环
通电时间：10循环(电源频率60Hz)
焊接强度为3.0kN以上评价为○(合格)，低于3.0kN评价为×(不合格)。
(不镀的面积率的测定)
切断上述冷轧钢板，得到100mm×150mm的试验片。将该试验片在60℃的3％原硅酸钠中进行20A、20秒钟电解脱脂后，利用自来水用流水清洗5秒钟。使用按这种方式进行碱液脱脂后的试验片，利用镀敷模拟装置，在5％H2-N2、露点-45℃或-15℃的还原性气氛下进行表2中记载的退火。
具体来说，在上述还原性气氛中，以表2的平均升温速度从室温加热至均热温度，进行均热处理(表2所述的温度及时间)后，以表2的平均冷却速度从该均热温度冷却至460℃。接着，在表2所述的镀锌浴中进行镀敷，进行擦拭(wiping)而得到熔融镀锌钢板(GI)。对于一部分试样，进一步进行表2的合金化处理，从而得到合金化熔融镀锌钢板(GA)。
对于不镀的状态而言，分别对上述GI及GA以目测观察浸渍于镀锌浴的范围(约100mm×120mm)的钢板表面，求出不镀的面积率。不镀的面积率为5％以下评价为○(合格)，超过5％评价为×(不合格)。
将这些结果示于表1～3中。需要说明的是，表2和表3中的任何例子的镀敷附着量均在超过75g/m2且120g/m2以下的范围内。
[表1]
[表2]
[表3]
可以通过表1～3，按以下方式进行分析。
通过表1可知，钢中成分得到适当地控制的表1的No.A～C及G～M在热冲压后的强度高，焊接强度也良好。
与此相对，C量、Si量及Mn量少的原板No.D在热冲压后的强度及焊接强度均降低。
另外，C量及Mn量少的原板No.E在热冲压后的强度降低。
另外，Si量及Mn量少的原板No.F的焊接强度降低。
可以通过表2及表3，按以下方式进行分析(下述的No.表示表2及表3的镀敷钢板No.)。
No.1～41是使用满足本发明的钢中成分的上述No.A～C、G～M，在本发明的条件下制造的镀敷钢板(GI或GA)，不镀的发生均被抑制。
与此相对，No.42～47虽然使用钢中成分得到适当地控制的上述No.A和M，但由于不满足本发明的退火条件，而均发生不镀。详细而言，No.42及46是镀敷前的退火温度(均热温度)低的例子，在原板的表面存在的薄膜的Fe系氧化皮残存而未清洁化，因此，镀敷未附着。No.43及47是退火温度高的例子，Si氧化物在表面稠化，镀敷未附着。No.44的退火温度适当，但由于镀敷前的退火时间(均热时间)短，因此表面未清洁化，镀敷未附着。No.45的退火温度适当，但由于退火时间长，因此Si氧化物在表面稠化，镀敷未附着。
[实施例2]
使用上述表1的No.B、C及G～M的冷轧钢板(基底钢板)，在表4所示条件下，进行退火、镀锌、合金化处理，从而得到合金化熔融镀锌钢板。
具体来说，在表4所示气氛(还原性气氛)下，以表4的平均升温速度从室温加热至均热温度，进行均热(表4所述的温度及时间)后，以表4的平均冷却速度从该均热温度冷却至460℃。接着，在表4所述的镀敷浴(镀锌浴)中进行镀敷，进行擦拭并进行合金化处理，从而得到合金化熔融镀锌钢板(GA)。
使用按这种方式得到的镀敷钢板，进行下述的评价。
(镀敷钢板的镀敷附着量及镀层中的Fe浓度的测定)
得到的合金化熔融镀锌钢板的镀层的成分组成(特别是Fe浓度)按以下方式进行分析。即，在18％盐酸中加入了六亚甲基四胺的溶液中，浸渍上述镀敷钢板而仅溶解镀层，由溶解前后的质量变化求出镀敷附着量，并且用ICP发光光谱分析法(使用装置为岛津制作所制造的ICPS-7510)分析其溶解液，求出镀层中的Fe浓度。
(镀敷钢板的镀层与基底钢板的界面的氧浓度的测定)
得到的合金化镀锌钢板的镀层与基底钢板的界面的氧浓度的测定使用GDOES(辉光放电发光光谱分析)(SPECTRUMA ANALYTIK GmbH制造、GDA750)进行。详细而言，用上述分析方法，求出样品的镀层深度方向的Zn、Fe、O浓度曲线，在该浓度曲线中，将Zn与Fe交叉的位置(深度)的上下3μm的范围内(测定范围内)最高的O浓度作为上述镀层与基底钢板的界面的氧浓度(界面氧浓度)求出。
其一例示于图4。需要说明的是，图4中“Zn×1”“Fe×1”“O×20”分别表示图4所示的浓度曲线数据中，Zn为测定值的1倍、Fe为测定值的1倍、O为测定值的20倍。图4(a)是表4的实验No.3的热冲压实验前的镀敷钢板的测定结果。没有从该测定结果确认到明显的O浓度的峰。即，由实验No.3可知，在合金化镀锌钢板的镀层与基底钢板的界面实质上不存在氧化物。与此相对，图4(b)是后述的表5的No.79(界面氧浓度为0.51％)的热冲压实验前的镀敷钢板的测定结果，由该测定结果可以确认到O浓度的峰。即，由表5的No.79可知，在合金化镀锌钢板的镀层与基底钢板的界面存在氧化物。在表4的其它例、以及后述的表5中，界面氧浓度也与上述同样地进行测定。
(热冲压部件的评价)
模拟热冲压部件的制造，进行以下的弯曲加工。即，将把上述合金化熔融镀锌钢板切成50mm×100mm而得到的样品投入电炉中进行加热后(炉温(加热温度)和在炉时间(加热时间)如表4所示)，在以下的条件下实施图1所示的弯曲加工，从而得到模拟了部件的试验片(L弯曲材)。需要说明的是，用880℃的炉加热的No.5的试验片以120秒达到Ac3相变点以上的温度，用920℃的炉加热的其它试验片从加热开始以90秒±15秒达到Ac3相变点以上的温度。
(加工条件)
原材尺寸：长度100mm×纵深50mm
衬垫压力：5吨
间隙(冲头与弯曲刃之间的距离)：1.4mm(与板厚相同)
弯曲R(rp)：2.5mm
冲压开始温度：750℃
下死点保持时间：10秒
(热冲压部件的镀层中的Fe浓度的测定)
部件的镀层的元素浓度(特别是镀层中的Fe浓度)通过对镀层的剖面进行EDX面分析来求出。装置与用于LME裂纹的观察的FE-SEM相同(SUPRA35、ZEISS制造)。所述元素浓度的分析在对试验片的非弯曲部的镀敷部分的剖面不实施前述的硝酸乙醇蚀刻而在未蚀刻的状态下进行，算出共计10个视场的值(Fe浓度)的平均值。
(热冲压部件的LME深度的测定)
如图2所示，按照能够观察弯曲部的剖面的方式从上述加工后的L弯曲材切出样品，埋入支撑基材内，在研磨后用硝酸乙醇轻轻蚀刻后，用FE-SEM(SUPRA35、ZEISS制造)观察该剖面的弯曲外侧(基于弯曲的拉伸应力发生侧)的表层附近(倍率：500倍、视场大小：230μm×155μm、视场数：10)。然后，测定由镀敷合金层与钢板的界面(图3中用虚线表示)开始的裂纹(LME裂纹)的深度。通过上述硝酸乙醇蚀刻，能够如上述图3那样，明确区分钢板的组织与镀敷合金层的组织。对于上述LME裂纹而言，弯曲部的顶点未必最深，从该顶点略微接近平面部的地方深的情况较多。因此，需要观察上述剖面的弯曲部的整个区域。产生多个LME裂纹时，测定最深的LME裂纹的深度(表4中记为“LME深度”)。对于上述10个视场的观察而言，每观察1个视场进行再研磨而往下挖数mm，重复与上述同样的观察。将上述LME深度为10μm以下的情况评价为LME被抑制。
将这些结果示于表4中。
[表4]
可以通过表4按以下方式进行分析。即，实验No.2、4～6、8及10～24中，试验片(部件)的Fe浓度满足规定，且LME被抑制。在这些例中，由于镀层中的Fe浓度高而在热冲压时产生的液体锌量少，因此LME被抑制。
与此相对，实验No.1、3、7及9中，在试验片中产生深的LME裂纹。在这些例中，由于镀敷合金层的Fe浓度低，因此在热冲压时液体锌大量残存而产生深的LME裂纹。
详细而言，实验No.1和2、实验No.3、4和6、实验No.7和8、及实验No.9和10分别是除了在炉时间以外条件相同的例子。若分别对它们进行对比，可知在炉时间越长，则热冲压加热后(即，部件)的镀层中的Fe浓度变得越高，其结果是LME裂纹变浅。
另外，实验No.2和6、实验No.8和10、实验No.11和12、实验No.13和14、实验No.15和16、实验No.17和18、实验No.19和20、实验No.21和22、及实验No.23和24分别是除了镀层中的Fe浓度以外条件相同的例子。若分别对这些进行对比，可知用于热冲压的镀敷钢板的镀层中的Fe浓度越高，即使在相同加热条件下加热后(部件)的镀层中的Fe浓度变得越高，LME被抑制。
另外，由实验No.5的结果可知，即使炉温为880℃这样较低，若增长加热时间(在炉时间)，则能够提高部件的镀层中的Fe浓度，能够抑制LME。
[实施例3]
实施例3中特别确认了镀敷钢板的镀层中的Fe浓度对冲压生产率(热冲压时的加热时间)产生的影响。
使用上述表1的原板No.B、C及G～M的冷轧钢板(基底钢板)，与实施例2同样地(即，在表5所示条件下，进行退火、镀锌、合金化处理，对于一部分例子还进行再退火)得到合金化熔融镀锌钢板。需要说明的是，对于表5的一部分例子进行了再退火。该再退火是将上述合金化熔融镀锌钢板切断成70mm×150mm，利用电炉在450℃或550℃保持7小时。另外，作为比较例，在表5的No.79～81中，如下所述采用氧化还原法进行制作。制造的条件是：在氧化带中将空燃比设为0.9～1.4，在还原带中包含氢和氮的露点：-30～-60℃的气氛且800℃～900℃下进行还原、均热后，以5～10℃/秒进行冷却，在镀锌浴(Al浓度：0.05～0.2％、浴温：450～470℃)中进行镀敷，擦拭后，在460℃～550℃下进行合金化处理。
另外，使用得到的合金化熔融镀锌钢板，与实施例2同样地，进行了镀敷附着量的测定、镀敷钢板的镀层中的Fe浓度的测定、以及镀敷钢板的镀层与基底钢板的界面的氧浓度的测定。进一步，如下所述进行热冲压模拟实验(LME实验)，进行LME裂纹的评价(冲压生产率的评价)。详细内容如下。
(热冲压模拟实验(LME实验))
将上述合金化熔融镀锌钢板切断成50mm×100mm，将由此得到的样品投入920℃的电炉中进行加热后(加热时间设为各种条件)，在以下的条件下按图1所示实施弯曲加工。试验片从加热开始在90秒±15秒时达到Ac3相变点以上的温度。
(加工条件)
原材尺寸：长度100mm×纵深50mm
衬垫压力：5吨
间隙(冲头与弯曲刃之间的距离)：1.4mm(与板厚相同)
弯曲R(rp)：2.5mm
冲压开始温度：750℃
下死点保持时间：10秒
接着，使用上述加工后的L弯曲材，与实施例2同样地求出LME裂纹的深度(LME深度)。
实施例3中，在表5的各No.的样品中，求出能够达成“全视场中最深的LME裂纹的深度：10μm以下”的最短的加热时间(LME裂纹的最大深度：10μm以下的达成所需的加热时间)。接着，基于以下的基准，进行LME裂纹的评价(冲压生产率的评价)。本实施例中，将能够在上述加热时间低于9分钟时达成LME裂纹的最大深度：10μm以下的情况作为(即，下述◎、○及△)作为合格。其结果一并记载于表5中。
(评价基准)
◎：低于6分钟
○：6分钟以上且低于7分钟
△：7分钟以上且低于9分钟
×：9分钟以上
[表5]
可以通过表5按以下方式进行分析(以下的No.表示表5中的镀敷钢板No.)。No.79～81是利用氧化还原法而制造的，因此，镀敷钢板的镀层与基底钢板的界面的氧浓度(界面氧浓度)高，加热时的Fe的扩散被抑制，因此，为了抑制LME裂纹而冲压前的加热需要长时间。
如No.48～78在界面氧浓度低的情况下，Fe的扩散未被抑制，因此冲压前的加热不需要长时间。即，可以说界面氧浓度为0.50％以下的镀敷钢板的冲压生产率好。其中，对于No.48、51～54、56、58、60～63、66、68、70、72、74、76及78而言，由于镀敷钢板的镀层中的Fe浓度在优选范围内，因此即使是短时间的加热也能抑制LME裂纹。
若将上述No.48、54、56、58、63、66、68、70、72、74、76及78(合金化处理温度均为560℃以上)与上述No.49、50、55、57、59、65、67、69、71、73、75及77(合金化处理温度均低于560℃)进行对比，可知为了使镀敷钢板的镀层中的Fe浓度为一定以上，将合金化处理时的温度设为560℃以上为宜。
另外，由No.50与No.51～53的对比、以及No.59与No.60～62的对比可知，即使在合金化处理时的温度低的情况下，通过在合金化处理后在规定的条件下进行再退火，可以使上述镀层中的Fe浓度为一定以上，作为结果，可以通过热冲压工序以短时间的加热抑制LME裂纹。
对于No.48和No.56而言，唯一不同之处在于，退火温度(均热温度)在No.48中为500℃，在No.56中为700℃，是包括合金化处理时的温度(650℃)、其它条件相同的例子。由这些对比可知，退火温度(均热温度)低时，镀层中的Fe浓度容易升高。
No.48和No.58是仅原板不同、而制造条件相同的例子。由这些对比可知，No.48比No.58的镀层中的Fe浓度略高。可以认为这是由于No.48的原板(基底钢板)的Mn量多，在合金化处理时合金化被促进而Fe浓度升高。
需要说明的是，表5中的镀敷钢板No.48～78均确认了，模拟上述热冲压的弯曲加工后(部件)的镀层中的Fe浓度为72％以上、且LME深度为10μm以下。
需要说明的是，表2及表3的镀敷钢板No.1～41、表4的实验No.1～24及表5的镀敷钢板No.48～78确认了，由于使用满足规定的成分组成的原板(冷轧钢板)，且在制造工序中适当地控制镀敷前的还原退火条件(还原性气氛下的热处理温度及时间)，因此与实施例1同样地评价的热冲压后的钢板的抗拉强度为980MPa以上、点焊接部的焊接强度为3.0kN以上、且不镀的面积率为5％以下。

Claims (7)

1.一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，基底钢板为按质量％计含有C：0.10～0.5％、Si：0.7～2.5％、Mn：1.0～3％、Al：0.01～0.5％、余量由铁及不可避免的杂质构成的合金化熔融镀锌钢板，其中，镀层与基底钢板的界面的氧浓度为0.50％以下，所述镀层中的Fe浓度为16％以上。
2.如权利要求1所述的热冲压用合金化熔融镀锌钢板，其中，所述基底钢板按质量％计还包含选自(a)～(e)中的至少一种，
(a)0.005％以下且不包括0％的B，
(b)0.10％以下且不包括0％的Ti，
(c)共计为1％以下且不包括0％的Cr及Mo中的至少一种，
(d)共计为0.1％以下且不包括0％的Nb、Zr及V中的至少一种，
(e)共计为1％以下且不包括0％的Cu及Ni中的至少一种。
3.一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的热冲压用合金化熔融镀锌钢板的制造方法，
对满足权利要求1或2所述的成分组成的热轧酸洗钢板或冷轧钢板进行在露点为-60～-10℃的还原性气氛下以500～700℃保持30～270秒的退火后，进行镀敷，接着进行合金化。
4.一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的热冲压用合金化熔融镀锌钢板的制造方法，
对满足权利要求1或2所述的成分组成的热轧酸洗钢板或冷轧钢板进行在露点为-60～-10℃的还原性气氛下以500～700℃保持30～270秒的退火后，进行镀敷，接着以560～750℃进行合金化。
5.一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的热冲压用合金化熔融镀锌钢板的制造方法，
对满足权利要求1或2所述的成分组成的热轧酸洗钢板或冷轧钢板进行在露点为-60～-10℃的还原性气氛下以500～700℃保持30～270秒的退火后，进行镀敷，接着进行合金化，进一步在400～750℃下进行再退火。
6.一种热冲压部件，其特征在于，是基底钢板满足权利要求1或2所述的成分组成并具有合金化熔融锌镀层的热冲压部件，
LME裂纹的深度为10μm以下，且所述镀层中的Fe浓度为72％以上。
7.一种热冲压部件，其特征在于，是使用权利要求1或2所述的热冲压用合金化熔融镀锌钢板而得的热冲压部件，
LME裂纹的深度为10μm以下，且镀层中的Fe浓度为72％以上。
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