CN105283573B - 热冲压成形体及热冲压成形体的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种在采用通电加热或感应加热等急速加热方法、使用低涂布量的电镀锌系钢板进行热冲压时，能够不在模具上附着镀膜地高效率地制造成形体，而且即使不进行热冲压后的喷丸清理等后处理，也能够确保涂装密合性的热冲压成形体及其制造方法。所述热冲压成形体是对含有规定的成分、且每单面实施了5g/m2以上且低于40g/m2的电镀锌系的电镀锌系钢板进行热冲压而成的热冲压成形体，热冲压成形体的镀层由0g/m2～15g/m2的Zn‑Fe金属间化合物及作为剩余部分的Fe‑Zn固溶相构成，在热冲压成形体的镀层中，每1mm镀层长度中存在1×10个～1×104个平均直径为10nm～1μm的粒状物质。

Description

热冲压成形体及热冲压成形体的制造方法
技术领域
本发明涉及通过热的压制成形而与成形同时进行淬火的构件，即主要应用于汽车车身的骨架构件、增强构件及行走构件等的热冲压成形体及其制造方法。
背景技术
近年来，以与提高汽车的燃烧效率有关的轻质化为目的，谋求钢板的高强度化，努力推进使所用的钢板轻质化。可是，如果所用的钢板的强度提高，则在成形加工时发生卡滞或钢板的断裂，此外发生因回弹现象而使成形品的形状变得不稳定的问题。
作为制造高强度构件的技术，有不对高强度的钢板进行压制而在压制成形后提高强度的方法。其一个例子是热冲压成形。如专利文献1、2中所述，热冲压成形是在通过对要成形的钢板进行预加热使其易成形后，以高温原状进行压制成形的方法。作为其成形材料，在大多情况下，选择可进行淬火的钢种，在压制后的冷却时通过淬火谋求高强度化。由此，能够在压制成形后不实施用于高强度化的另外的热处理工序的情况下，与压制成形同时使钢板高强度化。
可是，由于热冲压成形是对加热的钢板进行加工的成形方法，所以钢板的表面氧化导致的氧化铁皮的形成是不可避免的。即使在非氧化性气氛中对钢板进行加热，在压制成形时从加热炉中取出时，如果与大气接触则在表面上形成氧化铁皮。而且，在这样的非氧化性气氛中的加热还需要花费成本。
如果加热中在钢板表面形成氧化铁皮，则产生该氧化铁皮在压制时脱落而附着在模具上、阻碍压制成形的生产性、或在压制后的制品上残存这样的氧化铁皮、使外观不良的问题。而且，如果残存这样的氧化皮膜，则成形品表面的氧化铁皮使密合性劣化，因此在不将该氧化铁皮除去的情况 下对成形品进行化成处理和涂装时，涂装密合性出现问题。
因而，通常，如专利文献3所述，在热冲压后通过喷砂清理处理或喷丸清理处理将氧化铁皮除去后，进行化成处理或涂装。可是，这样的清理处理繁杂，使热冲压的生产性显著降低。此外，还有使成形品产生变形的顾虑。
另一方面，在专利文献4～6中，公开了对镀锌系钢板或镀铝钢板进行热冲压，抑制氧化铁皮的生成的技术。此外，专利文献7～9中也公开了对镀敷钢板进行热冲压的技术。
此外，专利文献10～11等中公开了制造镀锌系钢板的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7-116900号公报
专利文献2：日本特开2002-102980号公报
专利文献3：日本特开2003-2058号公报
专利文献4：日本特开2000-38640号公报
专利文献5：日本特开2001-353548号公报
专利文献6：日本特开2003-126921号公报
专利文献7：日本特开2011-202205
专利文献8：日本特开2012-233249
专利文献9：日本特开2005-74464
专利文献10：日本特开2003-126921
专利文献11：日本特开平4-191354
专利文献12：日本特开2012-17495
发明内容
发明要解决的问题
可是，在对镀铝钢板、尤其对热浸镀铝钢板进行热冲压时，在钢板加热时产生镀层与钢母材之间的相互扩散，在镀覆界面生成Fe-Al或Fe-Al-Si的金属间化合物。此外，在镀层表面生成铝的氧化皮膜。该铝的氧化皮膜尽管不是铁的氧化皮膜那样的皮膜，但涂装密合性仍出现问题，不一定能 满足汽车外板、行走用构件等所要求的严格的涂装密合性。此外，难以形成作为涂装基底处理而广泛使用的化成处理皮膜。
另一方面，在对镀锌系钢板、尤其对热浸镀锌钢板进行热冲压时，因加热时的镀层和钢母材的相互扩散而形成Zn-Fe金属间化合物或Fe-Zn固溶相，在最表面上形成Zn系的氧化皮膜。这些化合物或相、氧化皮膜与上述的铝系氧化皮膜不同，不阻碍涂装密合性及化成处理性。
近年来，作为热冲压用钢板的制造工艺，一直采用通电加热或感应加热等能够对钢板进行急速加热的方法。在此种情况下，热冲压中的升温时间和保持时间的合计大多在1分钟以内。在这样的条件下，对镀锌系钢板进行热冲压时，因软质的镀层附着在模具上，需要频繁地进行模具的保养，有阻碍生产性的问题。
本发明的目的是克服上述问题，提供一种在采用通电加热或感应加热等急速加热方法、并使用低涂布量(low coating weight)的电镀锌系钢板进行热冲压时，能够不在模具上附着镀膜地高效率地制造成形体，而且即使不进行热冲压后的喷丸清理等后处理，也能够确保涂装密合性的热冲压成形体及其制造方法。
用于解决课题的手段
作为本发明的主旨的部分如下。
(1)一种热冲压成形体，其是对下述电镀锌系钢板进行热冲压而成的热冲压成形体，
所述电镀锌系钢板中，作为钢板的成分，以质量％计含有：
C：0.10～0.35％、
Si：0.01～3.00％、
Al：0.01～3.00％、
Mn：1.0～3.5％、
P：0.001～0.100％、
S：0.001～0.010％、
N：0.0005～0.0100％、
Ti：0.000～0.200％、
Nb：0.000～0.200％、
Mo：0.00～1.00％、
Cr：0.00～1.00％、
V：0.000～1.000％、
Ni：0.00～3.00％、
B：0.0000～0.0050％、
Ca：0.0000～0.0050％、
Mg：0.0000～0.0050％，剩余部分由Fe及杂质构成，
所述电镀锌系钢板实施有每单面的镀膜附着量为5g/m2以上且低于40g/m2的电镀锌系；
热冲压成形体的镀层由0g/m2～15g/m2的Zn-Fe金属间化合物及作为剩余部分的Fe-Zn固溶相构成；
在热冲压成形体的镀层中，相对于每1mm镀层长度，存在1×10个～1×104个平均直径为10nm～1μm的粒状物质。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，
所述钢板以质量％计，含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
Mo：0.01～1.00％、
Cr：0.01～1.00％、
V：0.001～1.000％、
Ni：0.01～3.00％、
B：0.0002～0.0050％、
Ca：0.0002～0.0050％、
Mg：0.0002～0.0050％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成形体，其中，所述粒状物质为含有Si、Mn、Cr及Al中的1种或2种以上元素的氧化物中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任1项所述的热冲压成形体，其中，所述电镀锌系钢板为电镀锌合金钢板。
(5)一种热冲压成形体的制造方法，其在对下述钢进行热轧工序、酸 洗工序、冷轧工序、连续退火工序、调质压延工序及电镀锌系工序而形成电镀锌系钢板后，对电镀锌系钢板进行热冲压成形工序来制造热冲压成形体，
所述钢中作为钢的成分，以质量％计含有：
C：0.10～0.35％、
Si：0.01～3.00％、
Al：0.01～3.00％、
Mn：1.0～3.5％、
P：0.001～0.100％、
S：0.001～0.010％、
N：0.0005～0.0100％、
Ti：0.000～0.200％、
Nb：0.000～0.200％、
Mo：0.00～1.00％、
Cr：0.00～1.00％、
V：0.000～1.000％、
Ni：0.00～3.00％、
B：0.0000～0.0050％、
Ca：0.0000～0.0050％、
Mg：0.0000～0.0050％，剩余部分由Fe及杂质构成，
当制造所述热冲压成形体时，
在所述连续退火工序中，在含有0.1体积％～30体积％的氢及相当于露点为－70℃～－20℃的H2O、剩余部分为氮及杂质的气氛气体中，在钢板的加热中且在板温为350℃～700℃的范围内，对钢板进行4次以上的弯曲角度为90°～220°的反复弯曲；
在所述电镀锌系工序中，对钢板实施每单面的镀膜附着量为5g/m2以上且低于40g/m2的电镀锌系；
在所述热冲压成形工序中，对电镀锌系钢板以50℃/秒以上的平均升温速度升温到700℃～1100℃的温度范围，在从升温开始至到达热冲压为止的时间为1分钟以内进行热冲压，然后冷却到常温。
(6)根据上述(5)所述的热冲压成形体的制造方法，其中，所述钢以质量％计，含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
Mo：0.01～1.00％、
Cr：0.01～1.00％、
V：0.001～1.000％、
Ni：0.01～3.00％、
B：0.0002～0.0050％、
Ca：0.0002～0.0050％、
Mg：0.0002～0.0050％。
发明效果
根据本发明，可提供一种在采用通电加热或感应加热等急速加热方法、并使用低涂布量的电镀锌系钢板进行热冲压时，能够不在模具上附着镀膜地高效率地制造成形体，而且即使不进行热冲压后的喷丸清理等后处理，也能够确保涂装密合性的热冲压成形体及其制造方法。
附图说明
图1是表示热冲压加热时的热历程和镀层中的Fe浓度的增加和组织的状态变化的图。
图2是表示热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的残存量与镀膜在模具上的附着程度的关系的图。
图3A是表示热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的残存量与镀层的结构的关系的示意图，是表示不残存Zn-Fe金属间化合物时的镀层的构成的示意图。
图3B是表示热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的残存量与镀层的结构的关系的示意图，是表示Zn-Fe金属间化合物的残存量为15g/m2以下时的镀层的构成的示意图。
图3C是表示热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的残存量与镀层的结构的关系的示意图，是表示Zn-Fe金属间化合物的残存量超过15g/m2时的 镀层的构成的示意图。
图4是表示热冲压前的Zn镀层附着量与镀覆后的Zn-Fe金属间化合物的量的关系的图。
图5是表示钢板内部的氧化物的形成量与涂装密合性的关系的图。
图6A是表示加热时的90°的弯曲加工的次数与钢板内部的氧化物的形成量的关系的图，是表示弯曲加工次数为0次、1次、2次、3次时的图。
图6B是表示加热时的90°的弯曲加工的次数与钢板内部的氧化物的形成量的关系的图，是表示弯曲加工次数为4次、5次、7次时的图。
图6C是表示加热时的90°的弯曲加工的次数与钢板内部的氧化物的形成量的关系的图，是表示弯曲加工次数为9次、10次时的图。
图7是表示加热时施加给试样的弯曲的角度与钢板内部的氧化物的形成量的关系的图。
具体实施方式
以下对本发明的详细内容进行。再者，在本说明书中，只要不特别说明，采用“～”表示的数值范围，表示包含“～”前后的数值作为各个下限值及上限值的范围。
本发明者采用具有多种镀膜附着量的电镀锌系钢板，在各式各样的加热条件下进行了热冲压成形。其结果是，弄清楚通过设定热冲压加热后的镀层中的Zn-Fe金属间化合物的量为0g/m2～15g/m2、剩余部分为由Fe-Zn固溶相构成的结构、在镀层中以适当量存在具有规定尺寸的粒状物质，从而能够抑制镀膜在模具上的附着。以下对其详细情况进行说明。
在进行热冲压成形的高温状态下，Zn-Fe金属间化合物是软质的，因压制时受到滑动而有附着在模具上的可能性。因此，如图1所示，通过加热进行Zn-Fe合金化反应，使镀层中的Fe浓度上升。由此，如果形成为在钢板表面不存在由Γ相(Fe3Zn10)构成的Zn-Fe金属间化合物、而仅存在由α-Fe相构成的Fe-Zn固溶相这样的结构(图中实线箭头)，则能够抑制在模具上附着镀膜。此外，发现即使残存Zn-Fe金属间化合物，只要其残存量为15g/m2以下，就不会产生成为生产障碍那样程度的镀膜在模具上的附着。
接着，图2中示出热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的残存量与镀 膜在模具上的附着程度的关系。在将镀膜附着量为30g/m2的电镀锌系钢板加热至850℃后冷却到680℃、实施热冲压时，通过控制850℃下的保持时间来调整Zn-Fe金属间化合物的残存量。然后，求出Zn-Fe金属间化合物的残存量与热冲压后的在模具上附着的关系。根据Zn-Fe金属间化合物的残存量进行评价，将热冲压后的Zn-Fe金属间化合物的残存量分为以下的评分等级，即◎：不需要保养模具(镀膜在模具上的附着非常轻微)、○：以用棉纱擦去的程度可进行附着物的处理(镀膜在模具上的附着轻微)、×：模具的研磨是必要的(镀膜在模具上的附着大)，将◎、○规定为合格。如图2所示，得知：如果Zn-Fe金属间化合物的残存量超过15g/m2，则镀膜在模具上的附着程度增大。
再者，一边推断其理由一边参照图3A～图3C进行说明。图3A～图3C是表示热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的残存量与镀层的结构的关系的示意图。由于只要Zn-Fe金属间化合物的残存量为15g/m2以下，就如图3A～图3B所示，Zn-Fe金属间化合物不被覆钢板整面，或以细片的状态残存，所以认为难以产生镀膜在模具上的附着。另一方面，如果Zn-Fe金属间化合物的残存量超过15g/m2，则如图3C所示，Zn-Fe金属间化合物被覆钢板整面，因此认为易产生镀膜在模具上的附着。
这里，关于Zn-Fe金属间化合物的量，如果是在热冲压加热后，则在热冲压(压制)前后变化小或几乎没有。因此，Zn-Fe金属间化合物的量可在热冲压加热后、热冲压(压制)前通过冷却来确认，也可以通过热冲压(压制)后的成形体来确认。也就是说，只要残存于热冲压成形体的镀层中的Zn-Fe金属间化合物的量为0g/m2～15g/m2以下，就可抑制在模具上附着镀膜。
此外近年来，作为热冲压成形体的制造工艺，从用于提高生产性的急速加热的需求出发，开始引入通电加热或感应加热等能够对钢板进行急速加热的方法。在此种情况下，大多情况下热冲压中的升温速度为50℃/s以上，升温时间和保持时间的合计为1分钟以内。为了在热冲压后的钢板的表层附近使Zn-Fe金属间化合物的残存量为15g/m2以下，需要根据加热时间及加热温度调整镀膜附着量。
为了减低镀膜在模具上的附着，希望加热后的镀层中的Zn-Fe金属间 化合物的量为0g/m2。可是，只要Zn-Fe金属间化合物的残存量为15g/m2以下，则Zn-Fe金属间化合物的形成状态不是被覆钢板整面，而是以细片的状态残存，所以不会产生成为生产障碍那样程度的镀膜在模具上的附着。优选将Zn-Fe金属间化合物的残存量规定为10g/m2以下。
关于加热后的镀层中的Zn-Fe金属间化合物的量，可通过在NH4Cl：150g/l的水溶液中，按4mA/m2将饱和甘汞电极作为参比电极对该试样进行恒电流电解来求出。也就是说，通过在实施恒电流电解时，计测电位变为－800mVvs.SCE以下的时间，得出在此期间每单位面积流通的电量，由此能够求出Zn-Fe金属间化合物的每单位面积的重量。再者，虽不是定量的，但可以通过反射电子像观察概略地确认Zn-Fe金属间化合物的有无。
通常，在热冲压成形体的制造工艺中，将钢板加热到700℃～1100℃的范围。得知：在通过上述的急速加热而加热到该钢板温度时，出现Zn-Fe金属间化合物的残存量超过15g/m2的不适合情况。认为这是由于，因加热保持的总时间短而不能充分确保Fe-Zn固溶相，由于形成为图1的点线图形而成为容易发生Zn-Fe金属间化合物的条件。除此以外，在以往的辐射传热加热的情况下，从钢板表面朝内部产生传热的温度梯度，在Zn-Fe金属间化合物的生成中也产生在镀层厚度方向的梯度，但在通电加热或感应加热等急速加热中，因加热电流沿着钢板表面流动而对钢板表面即镀层整体进行积极的急速加热，所以处于在镀层厚度方向均匀地生成Zn-Fe金属间化合物的状况。
所以，为了避免产生Zn-Fe金属间化合物，虽也根据加热温度或保持时间等条件而不同，但通过将原来的镀层规定为低涂布量指向，限定其适性范围，由此可避免Zn-Fe金属间化合物的发生量的增加。
图4中示出热冲压加热前的镀膜附着量与热冲压加热后的Zn-Fe金属间化合物的量的关系。是在大气中以50℃/s将钢板升温到950℃后，保持2s，以20℃/s冷却到680℃，然后进行压制的结果。
如果镀膜附着量为40g/m2以上，则难以将镀层的Zn-Fe金属间化合物设定为15g/m2以下。因此，在该工艺中，需要将镀膜附着量规定为低于40g/m2。
从抑制热冲压加热时的氧化皮的观点出发，镀膜附着量的下限为5g/m2 以上是必要的，因此将其作为下限。
优选将镀膜附着量规定为10g/m2～30g/m2。
另一方面，从相同观点出发，电镀锌系为电镀锌合金时的镀层中的Zn量可以规定为5g/m2～40g/m2，优选规定为10g/m2～30g/m2。
这里，镀膜附着量及Zn量的测定采用通常进行的镀膜附着量及Zn量的分析方法丝毫没有问题，例如，镀膜附着量及Zn量的测定可通过在盐酸浓度为5％、温度25℃的加入酸洗腐蚀抑制剂的盐酸溶液中，将镀覆钢板浸渍到镀膜溶解，用ICP发光分析装置对得到的溶解液进行分析来进行。
再者，电镀锌系可以是电镀锌、电镀锌合金中的任一种，但优选电镀锌合金。也就是说，要进行热冲压成形的钢板优选是电镀锌合金钢板。
可是，在形成如此的低涂布量的电镀锌系镀膜时，如果采用上述那样的急速加热法对镀膜附着量小的电镀锌系钢板进行加热、进行热冲压成形，则产生热冲压后的成形体的涂装密合性变为劣势的新问题。
认为其原因是因为在加热时间短、镀膜附着量小的情况下，加热时形成在镀层最表面上的Zn系氧化皮膜也减薄，在Zn系氧化皮膜充分生长之前Zn-Fe合金化反应急速进行，镀层中的大部分Zn成为Fe-Zn固溶相的缘故。Zn系氧化皮膜可在镀层为Zn的活量比较高的Zn-Fe金属间化合物的期间生长，但如果镀层变为Fe-Zn固溶相，则Fe的活量增大，Zn的活量下降，因此认为变得不能生长。如果Zn系氧化皮膜薄，则在压制时钢板受到滑动的情况下，Fe-Zn固溶相容易露出，在此部位形成氧化铁皮，推断因此而使涂装密合性处于劣势。
为了改善成形体的涂装密合性，发明者们采用按各式各样的条件制造的电镀锌系钢板，进行了热冲压试验，结果在观察涂装密合性良好的成形体的钢板断面组织时，发现在镀层中以某种固定量地存在平均直径为1μm以下的微细的粒状物质的情况下，Zn系氧化皮膜不剥落，大多残留在钢板表面。
此外，还确认了这样的热冲压成形体的涂装密合性与不存在粒状物质时相比优良。
对该粒状物质进行了分析，结果发现：其中大多数为含有Si、Mn、Cr、Al等含在钢中的易氧化性元素的氧化物。
在这些粒状物质(如后所述，主要为氧化物)以某种固定量存在于镀层中的情况下，Zn系氧化皮膜的密合性优异，为了对此进行考察，对按与热冲压成形相同的条件加热的钢板不进行冲压而直接进行冷却，调查了冷却后的钢板的组织。其结果是，得知：如果粒状物质在镀层中以某种固定量存在，则在Zn系氧化皮膜与镀层的界面处产生适度的凹凸。一般来讲，认为如果界面的形状复杂化，则可发挥界面中的楔钉效果，提高涂装密合性，因此推断同样通过楔钉效果，Zn系氧化皮膜的密合性提高，压制时Fe-Zn固溶相变得难以露出，可避免发生上述的氧化铁皮，从而提高涂装密合性。
如以下所示，对成为在上述的界面处产生适度的凹凸的原因的粒状物质进行考察。
关于粒状物质，从其成分和发生量来推断，其不是镀层中的杂质元素，而主要是由钢中的含有元素形成的氧化物，认为是在热冲压加热前存在于镀层与基体的界面、或基体内部的物质。此外，这些氧化物被认为是在钢板制造工序中对冷轧后的钢板进行退火时形成的。
一般来讲，认为如果在镀层与基体的界面处存在氧化物，则氧化物通过发挥阻挡效果而局部地对热冲压加热时的Zn-Fe合金化反应进行抑制。可是，对平均直径为1μm以下的微细的粒状的氧化物来说，由于抑制Zn-Fe合金化反应的效果小，所以认为界面的氧化物对Zn-Fe合金化反应造成的影响小。
另一方面，如果氧化物形成在基体内部，则退火时钉扎在钢板表面附近的晶界，抑制晶粒生长。如果钢板表面的晶粒小、晶界多，则Zn-Fe合金化反应速度加快。也就是说，认为在存在内部氧化物的地方，Zn-Fe合金化反应局部地加快。
再者，所谓这里所说的氧化物，虽并不特别限定于以下的氧化物，可列举出含有Si、Mn、Cr及Al中的1种或2种以上元素的氧化物。作为具体的例子，可列举出MnO、MnO2、Mn2O3、Mn3O4、SiO2、Al2O3、Cr2O3的单独氧化物及各自的非化学计量组成的单独氧化物；FeSiO3、Fe2SiO4、MnSiO3、Mn2SiO4、AlMnO3、FeCr2O4、Fe2CrO4、MnCr2O4、Mn2CrO4的复合氧化物及各自的非化学计量组成的复合氧化物；它们的复合构成。
进而，即使是氧化物以外的粒子，也能通过钉扎效果抑制退火时的钢 板表面的晶粒的生长，因此，在与形成上述氧化物相同的区域中作为夹杂物而存在的、含有Fe、Mn等中的1种或2种元素的硫化物、或含有Al、Ti、Mn、Cr等中的1种或2种以上元素的氮化物也可成为具有与上述氧化物相同效果的粒子。但是，因硫化物及氮化物的量相对于氧化物为微量(例如相对于每1mm镀层长度，为0.1个左右)而影响小，在本发明中，认为只要考虑关于氧化物就足够。
如果因由上述氧化物等形成的粒状物质的抑制晶粒生长的钉扎效果对晶界施加影响而在Zn-Fe合金化反应的进行中产生变化，认为基于以下那样的机理在该界面处产生凹凸。
在热冲压加热的过程中，首先，镀层和基体反应而形成Zn-Fe金属间化合物，同时在镀层表面上形成Zn系氧化皮膜。已知Zn系氧化皮膜通过氧从气氛中向内部扩散而生长。也就是说，氧化皮膜与金属间化合物的界面伴随着氧化皮膜的生长而向金属间化合物侧移动。
在Zn-Fe金属间化合物残存的期间，由于Zn系氧化皮膜与Fe-Zn金属间化合物的界面中的Zn的活量大，因此Zn系氧化皮膜能够生长。另一方面，如果因Zn-Fe的合金化反应进一步进行，Zn-Fe金属间化合物消失而成为Zn-Fe固溶相，则镀层中的Fe的活量上升，所以Zn系氧化皮膜不能进一步生长。
如果Zn-Fe合金化速度在局部不同，则在加热途中的某个时间停止合金化反应时，可认为镀层已经成为Fe-Zn固溶相的部分和Zn-Fe金属间化合物残存的部位混合存在。认为通过经由这样的过程，在热冲压加热后Zn系氧化皮膜的厚度根据部位而变化，从而在界面处产生凹凸。
关于在热冲压加热后在镀层中以某种固定量地存在的由氧化物等构成的粒状物质的平均直径，为了对Zn-Fe合金化行为施加影响，需要某种程度的尺寸，所以下限为0.01μm(10nm)。此外，如果粒状物质的平均直径过大，则一个粒状物质对合金化反应的进行施加影响的区域增大，反而难形成凹凸，因此将上限规定为1μm。优选将粒状物质的平均直径规定为50nm～500nm。
关于适合于形成凹凸、提高涂装密合性的粒状物质的密度，如图5所示，在断面观察时在每1mm镀层长度的镀层中存在1×10个以上是必要的。 如果密度过小，则得不到为界面提供凹凸的效果。此外，如果存在超过1×104个，则通过粒状物质的晶粒钉扎效果而使钢板表面的大部分晶粒微细化，不能产生Zn-Fe合金化速度的局部的大小，因而将上限规定为1×104个。如此得知，在粒状物质的个数为1×10个～1×104个时，涂装密合性优异。再者，粒状物质的量可通过如上所述使制造钢板时的退火条件变化、使形成于钢板内部的粒状物质(粒状的氧化物)的个数变化来控制。此外，关于相对于每1mm镀层长度的镀层中存在的粒状物质的观察面，只要是相对于每1mm镀层长度，则可以是板宽方向、长度方向、与上述方向具有任何角度的方向中的任一个。
在其涂装密合性评价试验中，对热冲压成形体用パルバンドLA35(日本Parkerizing公司制)进行厂家配方那样的化成处理，进而将阳离子电沉积涂装(パワーニクス110：日本Paint公司制)实施20μm。将该电沉积涂装成形体在50℃的离子交换水中浸渍500小时，然后，用JIS G3312 12.2.5棋盘格试验中记述的方法在涂装面上划出棋盘格，进行胶带剥离试验。棋盘格中的剥离面积率(100块中的剥离的块数)为2％以下的表示为○、将1％以下的表示为◎、将超过2％的表示为×。
关于该粒状物质的平均直径及个数，例如可按以下方法定量地进行测定。从热冲压成形体的任意的地方切下试样。在通过剖面抛光剂使切出的试样的截面露出后采用FE-SEM(场发射扫描电子显微镜，Field Emission-Scanning Electron Microscope)、或在通过FIB(聚焦离子束，Focused Ion Beam)使切出的试样的断面露出后采用TEM(透射电镜，Transmission Electron Microscope)，以10000倍～100000倍的倍率将1个视场规定为20μm(板厚方向：钢板的厚度方向)×100μm(板宽方向：与钢板的厚度方向垂直的方向)的区域，最低进行10个视场的观察。在观察视场内进行图像拍摄，通过图像分析提取出具有相当于粒状物质的亮度的部分，制作2值化图像。在对制作的2值化图像实施了除噪处理后，计测每个粒状物质的当量圆直径。在每10个视场的观察中实施该当量圆直径的计测，将在各观察视场内检测出的总粒状物质的当量圆直径的平均值作为粒状物质的平均直径的值。
另一方面，在对制作的2值化图像实施了除噪处理后，计测存在于任 意的1mm的线上的粒状物质的个数。在每10个视场的观察中实施该个数的测定，将各观察视场内计测的粒状物质的个数的平均值作为存在于相对于每1mm镀层长度的镀层中的粒状物质的个数的值。
另外，该粒状物质还包含存在于镀层中及镀层与基体的界面或镀层与Zn系氧化皮膜的界面中的物质。关于这些界面的特定，在进行截面观察时，可采用EDS(X射线能谱仪，Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)或EPMA(电子探针微分析仪，Electron ProbeMicro Analyser)，调查Zn、Fe、O的分布，通过与SEM观察像对比来进行特定。如果采用反射电子进行SEM观察，则界面的特定更容易。氧化物的粒径以根据图像分析得出的当量圆直径进行评价。化合物的组成鉴定采用FE-SEM或TEM中附属的X射线能谱仪(EDS)进行。
接着，对作为镀膜原板的钢板的成分进行说明。为了在热冲压后维持规定的强度，钢板以以下的成分元素及其范围为前提。
钢板以质量％计，含有C：0.10～0.35％、Si：0.01～3.00％、Al：0.01～3.00％、Mn：1.0～3.5％、P：0.001～0.100％、S：0.001～0.010％、N：0.0005～0.0100％、Ti：0.000～0.200％、Nb：0.000～0.200％、Mo：0.00～1.00％、Cr：0.00～1.00％、V：0.000～1.000％、Ni：0.00～3.00％、B：0.0000～0.0050％、Ca：0.0000～0.0050％、Mg：0.0000～0.0050％，剩余部分由Fe及杂质构成。
钢板中，以质量％计，除了含有C：0.10～0.35％、Si：0.01～3.00％、Al：0.01～3.00％、Mn：1.0～3.5％、P：0.001～0.100％、S：0.001～0.010％、N：0.0005～0.0100％以外，也可以含有Ti：0.001～0.200％、Nb：0.001～0.200％、Mo：0.01～1.00％、Cr：0.01～1.00％、V：0.001～1.000％、Ni：0.01～3.00％、B：0.0002～0.0050％、Ca：0.0002～0.0050％、Mg：0.0002～0.0050％中的1种或2种以上。
在钢板的成分中，Ti、Nb、Mo、Cr、V、Ni、B、Ca及Mg为钢板中任意含有的成分。也就是说，钢板中也可以不含这些成分元素，其含量的下限值也包含0。
以下，对各成分元素的含量的限定理由进行说明。
C含量为0.10～0.35％。之所以将C含量规定为0.10％以上，是因为如果低于0.10％则不能确保充分的强度。另一方面，之所以将C含量规定为 0.35％以下，是因为在碳浓度超过0.35％时，成为冲裁时的裂纹发生的起点的渗碳体增加，容易产生延迟断裂，所以将此作为上限。C含量优选为0.11～0.28％。
Si含量为0.01～3.00％。Si作为固溶强化元素对于提高强度是有效的，因此其含量越高抗拉强度越提高。可是，在Si含有超过3.00％时，钢板显著脆化，难以制造钢板，所以将此作为上限，有时在脱氧等中使用Si、或有时不可避免地混入Si，因此将0.01％作为下限。Si含量优选为0.01～2.00％。
Al含量为0.01～3.00％。在Al含有超过3.00％时，钢板显著脆化，难以制造钢板，所以将此作为上限，有时在脱氧等中使用Al、或有时不可避免地混入Al，因此将0.01％作为下限。Al含量优选为0.05～1.10％。
Mn含量为1.0～3.5％。之所以将Mn含量规定为1.0％以上，是为了确保热冲压(热压制)时的淬火性，另一方面，如果Mn含量超过3.5％，则容易发生Mn偏析，热轧时容易发生裂纹，所以将此作为上限。
P含量为0.001～0.100％。P作为固溶强化元素发挥作用，使钢板强度提高，但如果其含量变高，则钢板的加工性或焊接性下降，因此是不优选的。特别是，如果P含量超过0.100％，则钢板的加工性或焊接性的下降显著，所以优选将P含量限制在0.100％以下。下限没有特别的规定，但如果考虑到脱磷时间及成本，则优选为0.001％以上。
S含量为0.001～0.010％。如S含量过高则使拉伸凸缘性劣化，另外，在热轧时发生裂纹，因此优选尽量减低。特别是，为了在热轧时防止裂纹，提高加工性，优选使S含量在0.010％以下。下限没有特别的规定，但如果考虑到脱硫时间及成本，则优选为0.001％以上。
N含量为0.0005～0.0100％。由于N使钢板的吸收能量降低，因此优选尽量少，所以将其上限规定为0.0100％以下。下限没有特别的规定，但如果考虑到脱氮时间及成本，则优选为0.0005％以上。
Ti含量为0.000～0.200％，优选为0.001～0.200％。Nb含量为0.000～0.200％，优选为0.001～0.200％。
Ti、Nb具有使晶体粒径细粒化的效果。如果Ti、Nb超过0.200％，则制造钢板时的热变形阻力过度上升，难以制造钢板，因此将此作为上限。 此外，在低于0.001％时不能发挥其效果，因此优选将此作为下限。
Mo含量为0.00～1.00％，优选为0.01～1.00％。
Mo是提高淬火性的元素。在Mo含有超过1.00％时其效果饱和，因此将此作为上限。此外在低于0.01％时不能发挥其效果，因此优选将此作为下限。
Cr含量为0.00～1.00％，优选为0.01～1.00％。
Cr是提高淬火性的元素。在Cr含有超过1.00％时，Cr使锌系镀膜性恶化，因此将此作为上限。此外在低于0.01％时不能发挥淬火效果，因此优选将此作为下限。
V含量为0.000～1.000％，优选为0.001～1.000％。
V具有使晶体粒径细粒化的效果。如果V含量高，则引起连续铸造时的板坯裂纹，制造困难，因此将1.000％作为上限。此外在低于0.001％时不能发挥其效果，因此优选将此作为下限。
Ni含量为0.00～3.00％，优选为0.01～3.00％。
Ni是使相变点大幅度降低的元素。在Ni含有超过3.00％时，合金成本非常高，因此将此作为上限。此外在低于0.01％时不能发挥其效果，因此优选将此作为下限。Ni含量更优选为0.02～1.00％。
B含量为0.0000～0.0050％，优选为0.0002～0.0050％。
B是提高淬火性的元素。因此，优选B含有0.0002％以上。此外，如果超过0.0050％，则其效果饱和，因此将此作为上限。
Ca含量为0.0000～0.0050％，优选为0.0002～0.0050％。
Mg含量为0.0000～0.0050％，优选为0.0002～0.0050％。
Ca、Mg是用于控制夹杂物的元素。在Ca、Mg的含量低于0.0002％时不能充分得到其效果，因此优选将此作为下限。如果超过0.0050％，则合金成本非常高，所以将此作为上限。
再者，所谓杂质，是含在原材料中的成分、或制造过程中混入的成分，指不是有意含在钢板中的成分。
接着，对本发明的热冲压成形体的制造方法进行说明。
本发明的热冲压成形体的制造方法是对含有上述成分元素的钢进行热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、连续退火工序、调质压延工序及电镀锌系 工序，在形成电镀锌系钢板后，对电镀锌系钢板进行热冲压成形工序，如此制造热冲压成形体的方法。
具体地讲，例如，用常规方法将含有上述成分元素的钢，通过热轧工序制成规定的热轧钢板，通过酸洗工序进行冷轧前的氧化铁皮的除去，通过冷轧工序轧制到规定的板厚。然后，通过连续退火工序对冷轧板进行退火，通过调质压延工序进行延伸率为0.4％～3.0％的范围的轧制。接着，对得到的钢板，通过电镀锌系工序以规定的镀膜附着量实施镀覆，形成电镀锌系钢板。然后，通过热冲压成形工序，将电镀锌系钢板成形为规定的形状。经由该过程，制造热冲压成形体。
对连续退火工序进行说明。
在连续退火工序中进行用于再结晶及得到规定的材质的退火。在该连续退火工序中，在镀层与基体的界面中或在基体内部形成成为后来在镀层中生成的粒状物质的基础的氧化物等。
一般来讲在连续退火工序中，为了避免表面的Fe的氧化而在以N2和H2为主成分的混合气体中对钢板进行加热。可是，对于添加到钢板中的易氧化性元素来说，由于元素/氧化物的平衡氧势低，所以即使在这样的气氛中，表面附近的一部分也选择性地被氧化，因而在退火后的钢板的表面及钢板内部存在这些元素的氧化物。
关于在钢板内部适度地形成氧化物的方法，发明者们着眼于形成氧化物的连续退火工序，结果发现：如果在直至到达用于再结晶或确保材质的均热板温为止的钢板的加热中、且在板温为350℃～700℃的温度范围内，对钢板施加将钢板至少反复弯曲4次以上而造成的应力，则在钢板内部以适度的量及形状形成氧化物。认为这是因为，通过在易氧化元素的氧化进行时对钢板表面施加由反复弯曲造成的应力，可促进氧向钢中的内部扩散，使氧化物的一部分形成在钢中的缘故。
另外，炉内的气氛气体条件为常用的气氛气体，具体地讲，是含有0.1体积％～30体积％的氢及相当于露点为－70℃～－20℃的H2O(水蒸汽)、剩余部分为氮及杂质的气氛气体。再者，所谓气氛气体中的杂质，是含在原材料中的成分、或在制造过程中混入的成分，指不是有意含在气氛气体中的成分。
如果氢浓度低于0.1体积％，则不能使钢板表面中存在的Fe系氧化皮膜充分还原，不能确保镀膜润湿性。因此，将还原退火气氛的氢浓度规定为0.1体积％以上。此外，如果氢浓度超过30体积％，则气氛气体中的氧势减低，难以形成一定量的易氧化性元素的氧化物。因此，将还原退火气氛的氢浓度规定为30体积％以下。
将露点规定为－70℃～－20℃。如果低于－70℃，则难以确保使Si、Mn等易氧化性元素在钢中发生内部氧化所需的氧势。另一方面，如果超过－20℃，则不能充分还原Fe系氧化皮膜，不能确保镀膜润湿性。
再者，气氛中的氢浓度和露点可通过使用氢浓度计或露点计对退火炉内的气氛气体进行常时监视来测定。
在上述气氛气体内对钢板进行退火时，可对钢板施加反复弯曲的温度区域为350℃～700℃。由于钢板中的易氧化元素的氧化在350℃以上的高温下显著进行，因此在低于350℃的温度区域即使施加反复弯曲也对氧化没有效果。认为通过在显著发生该氧化现象的温度区域对钢板表面施加由反复弯曲造成的应力，可促进氧向钢板中的内部扩散，在钢板中形成氧化物。
此外，如果将钢板加热到超过700℃，则钢板组织的再结晶及晶粒生长进行。因而为了通过在钢板内部形成氧化物来使钢板表面的组织微细化，需要在350℃～700℃的温度区域对钢板施加反复弯曲，赋予应力。
图6A～图6C中示出将含有C：0.20％、Si：0.15％、Mn：2.0％的钢板加热至一定温度，在此状态下将90°的弯曲加工进行规定的次数，调查此时的钢板内部的氧化物的形成量的结果。将加热时的炉内的气氛规定为5％H2和N2的混合气氛，将露点控制在－40℃，以此状态实施。将保持时间规定为3分钟。得知：在350℃以上加热时，如果将弯曲次数规定为4次以上，则钢板内部的氧化物的形成量增加。
关于反复弯曲次数是否在规定的温度范围内达到规定次数的确认及控制，优选将放射温度计或接触式温度计导入炉内，对退火炉内的钢板的温度进行测定。可是，设备上对设置有限制，虽不是不可能但难以实施。因此，在不能直接测定钢板温度时，可利用炉内的结构、投入热量、炉内气体的流动、穿板的钢板的尺寸、线速度、炉内温度、炉的入出侧及/或板温的实测值或目标值。基于这些条件，采用根据计算机的热传递模拟或简易 传热计算，从在线的预测结果或离线预先计算的结果，确认板温为350℃～700℃的范围内的反复弯曲次数。优选根据需要对投入热量、线速度等进行控制及调整。另外，热传递模拟或简易传热计算只要依据热传递理论，也可以是该领域技术人员常用的方法，例如简易热传递式或计算机模拟等。
关于反复弯曲次数，由于在3次以下时几乎得不到效果，所以最低需要4次。关于反复弯曲次数的上限，根据图6A～图6C，如果为4次以上，则到10次为止时尽管多少有偏差但效果大致相同，因此不特别设置上限，但在超过10次时，有炉设备与通常相比大很多变长的可能性，因此受设备的制约，而优选将上限规定为10次。但是，如果不受炉设备制约，也可以规定为10次以上。
根据图7，将这里所述的反复弯曲的角度规定为90°～220°。在低于90°时不能充分得到弯曲带来的效果。上限没有特别的规定，但考虑到炉内的辊和轧制线的配置，难以超过220°，因此将220°作为上限。这里，所谓弯曲角度，是施加弯曲前的钢板的长度方向与施加弯曲后的钢板的长度方向所形成的角度。对钢板施加弯曲的方法没有特别的规定，但在连续式退火线中可采用炉内炉底辊向钢板的长度方向赋予弯曲。此时的弯曲角度相当于与炉底辊的接触角。
再者，关于钢板的反复弯曲次数，将钢板两面的一个方向的弯曲作为1次进行计数。此外，关于反复弯曲的次数，在将钢板的弯曲在相同方向连续进行2次以上时，将该连续的2次以上的弯曲作为1次进行计数。另外，在弯曲角度低于90℃的钢板弯曲在相同方向连续进行2次以上，该弯曲角度的合计为90°～220°时，将该连续的2次以上的弯曲作为1次进行计数。
另外，图7是将含有C：0.20％。Si：0.15％、Mn：2.0％的钢板加热至一定温度，以此状态将不同弯曲角度的弯曲加工进行4次，调查此时的钢板内部的氧化物的形成量的结果，将加热时的炉内的气氛规定为5％H2和N2的混合气氛，在将露点控制在－40℃的状态下实施。将保持时间规定为3分钟。
接着，对电镀锌系工序进行说明。
在电镀锌系工序中，对钢板实施每单面为5g/m2以上且低于40g/m2的镀锌系。关于赋予镀层的方法，只要能确保镀膜附着量在每单面为5g/m2 以上且低于40g/m2的镀层，可以是电镀锌、电镀锌合金中的任一种，但为了在宽度方向、穿板方向稳定地确保规定的镀膜附着量，优选电镀锌合金。另外，电镀锌合金是在电镀工序中，根据目的使Fe、Ni、Co、Cr等元素与Zn一同电沉积，由Zn和这些元素构成的合金作为镀层而形成的。
镀层的组成没有特别的限制，只要以质量％计确保锌含有70％以上，则也可以是作为剩余成分根据目的含有上述的Fe、Ni、Cr、Co等合金元素的锌合金镀层。此外，也可以含有从原料等中不可避免地混入的Al、Mn、Mg、Sn、Pb、Be、B、Si、P、S、Ti、V、W、Mo、Sb、Cd、Nb、Cr、Sr等中的几种元素。其中的几种元素与电镀锌合金时的合金元素重复，但在低于0.1％时按杂质处理。
接着，对热冲压成形工序进行说明。
在热冲压成形工序中，将电镀锌系钢板以50℃/秒以上的平均升温速度升温到700℃～1100℃的温度范围，在从升温开始至到达热冲压为止的时间为1分钟以内进行热冲压，然后冷却到常温。
具体地讲，通过通电加热或感应加热等，以50℃/秒以上的平均升温速度对电镀锌系钢板进行热冲压加热。通过该加热，将钢板升温到700℃～1100℃的温度范围。在钢板达到规定的温度后，保持一定时间，然后以规定的冷却速度进行冷却。在冷却到规定的温度后，在从钢板的升温开始1分以内进行热冲压。也就是说，以升温时间、冷却时间及保持时间的合计时间为1分以内的方式进行热冲压。
通过对经过上述连续退火工序、电镀锌系工序的电镀锌系钢板实施上述条件的热冲压成形工序，由此可将热冲压成形体的镀层中的Zn-Fe金属间化合物的残存量减低至0g/m2～15g/m2的范围。然后，通过热冲压成形工序中的热冲压加热，可在镀层中相对于每1mm镀层长度生成1×10个～1×104个平均直径为10nm～1μm的粒状物质。
实施例
以下示出本发明的实施例。
首先，通过用常规方法对含有表1所示的成分的钢进行热轧、酸洗及冷轧，得到钢种A～T的钢板(原板)。接着，对得到的钢板进行连续退火。 连续退火在含有10重量％的氢、相当于露点为－40℃的水蒸汽、剩余部分为氮及杂质的气氛气体中，按800℃×100秒的条件实施。在连续退火中，在加热中且在板温为350℃～700℃的范围内，按表2中示出的次数用辊对钢板实施反复弯曲。钢板的反复弯曲以表2～表3中示出的弯曲角度交替地进行板面向不同的方向的弯曲。再者，钢板的多次的反复弯曲全部以表2～表3所示的弯曲角度实施。然后，在将连续退火的钢板冷却至常温后，按延伸率1.0％进行调质压延。
接着，对经过连续退火及调质压延的钢板，按表2～表3中示出的镀膜种类及每单面的镀膜附着量实施电镀锌系，得到电镀锌系钢板。关于该钢板的镀层的成分、镀膜附着量及镀层中的Zn量，通过用加入有抑制剂的10％HCl溶解镀层而得到的溶液的ICP发光分析来进行调査。
接着，按表2～表3所示的条件对电镀锌系钢板进行热冲压成形。具体地讲，通过感应加热，以表2～3中示出的平均升温速度对钢板进行加热。在钢板达到表2～3中示出的加热到达温度后，保持直到经过表2～表3中示出的保持时间。然后，按20℃/s进行冷却，在680℃进行热冲压。但是，热冲压以从升温开始(加热开始)到进行热冲压为止所需的时间(从升温开始至到达热冲压的时间)成为表2～表3中示出的时间的方式实施。
经由以上的过程，制造热冲压成形后的镀层的组织及结构不同的热冲压成形体。
从得到的热冲压成形体中切下试样，通过上述测定方法，测定镀层中的Zn-Fe金属间化合物的每单位面积的量。
此外，观察该试样的截面，通过上述方法，求出镀层中的粒状物质的平均直径及每1mm镀层中的粒状物质的个数。试样截面的观察采用FE-SEM/EDS，以50000倍的倍率进行。再者，在本次实施的试验中，镀层中存在的粒状物质为MnO、Mn2SiO4、(Mn、Cr)3O4的粒子。
此外，热冲压成形后，从压制模具的压制面中随意选择10处，将模具附着物粘贴在透明胶带上，用SEM/EDS调查Zn-Fe金属间化合物是否附着在模具上。
另外，对得到的热冲压成形体，进行上述的涂装密合性试验。将棋盘格中的剥离面积率(100块中的剥离的块数)为2％以下的表示为○、将1％以下的表示为◎、将超过2％的表示为×。
满足本发明的主要条件的热冲压成形体，没有在模具上附着镀膜，没有形成氧化铁皮，且涂装密合性优异。
以下，在表1～表5中一览地示出实施例的详细内容及评价结果。
表1
钢种 C Si Mn P S Al N 其它选择元素
A 0.22 0.15 2.0 0.01 0.005 0.05 0.002
B 0.18 0.01 1.0 0.01 0.007 0.08 0.002
C 0.19 0.30 2.5 0.01 0.003 0.06 0.002
D 0.11 2.00 3.5 0.01 0.008 0.05 0.002
E 0.28 1.50 2.5 0.01 0.005 1.10 0.002
F 0.25 1.50 3.0 0.01 0.004 0.58 0.002
G 0.20 0.15 1.5 0.01 0.004 0.06 0.002 Cr：0.20
H 0.20 0.15 1.5 0.01 0.004 0.06 0.002 B：0.0010
I 0.20 0.15 1.5 0.01 0.004 0.06 0.002 Ti：0.100
J 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 V：0.300
K 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Mo：0.10
L 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Cr：0.30、B：0.0010
M 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Ti：0.010、B：0.0010
N 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 V：0.200、Mo：0.05
O 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Ni：0.30、Nb：0.050
P 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Ca：0.0030、Mg：0.0050
Q 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Cr：0.30、B：0.0010、Mo：0.01
R 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Ti：0.010、B：0.0010、Mo：0.01
S 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Ca：0.0010、B：0.0010、Mg：0.0010
T 0.20 0.15 1.5 0.01 0.005 0.05 0.002 Ni：0.30、Ti：0.005、Nb：0.005
表2
表3
表4
表5
以上，对本发明的优选实施方式和实施例进行了说明，但这些实施方式、实施例只不过是本发明的主旨的范围内的一个例子。在不脱离本发明的主旨的范围内，可以进行构成的增加、省略、置换、和其他变更。即，本发明不限于上述的说明，仅通过后附的权利要求书而限定，在其范围内当然可以有适当变更。
再者，在本说明书中，通过参照而引入日本专利申请第2013-122351号公开的全部内容。
本说明书中记载的全部的文献、专利申请及技术标准，与具体且分别地记述了通过参照而引入各个文献、专利申请及技术标准的情况同程度地被通过参照而引入本说明书中。

Claims (6)

1.一种热冲压成形体，其是对下述电镀锌系钢板进行热冲压而成的热冲压成形体，
所述电镀锌系钢板中，作为钢板的成分，以质量％计含有：
C：0.10～0.35％、
Si：0.01～3.00％、
Al：0.01～3.00％、
Mn：1.0～3.5％、
P：0.001～0.100％、
S：0.001～0.010％、
N：0.0005～0.0100％、
Ti：0.000～0.200％、
Nb：0.000～0.200％、
Mo：0.00～1.00％、
Cr：0.00～1.00％、
V：0.000～1.000％、
Ni：0.00～3.00％、
B：0.0000～0.0050％、
Ca：0.0000～0.0050％、
Mg：0.0000～0.0050％，剩余部分由Fe及杂质构成，
所述电镀锌系钢板实施有每单面的镀膜附着量为5g/m2以上且低于40g/m2的电镀锌系；
热冲压成形体的镀层由0g/m2～15g/m2的Zn-Fe金属间化合物及作为剩余部分的Fe-Zn固溶相构成；
在热冲压成形体的镀层中，相对于每1mm镀层长度，存在1×10个～1×104个平均直径为10nm～1μm的粒状物质。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其中，
所述钢板以质量％计，含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
Mo：0.01～1.00％、
Cr：0.01～1.00％、
V：0.001～1.000％、
Ni：0.01～3.00％、
B：0.0002～0.0050％、
Ca：0.0002～0.0050％、
Mg：0.0002～0.0050％。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体，其中，所述粒状物质为含有Si、Mn、Cr及Al中的1种或2种以上元素的氧化物中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体，其中，所述电镀锌系钢板为电镀锌合金钢板。
5.一种热冲压成形体的制造方法，其在对下述钢进行热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、连续退火工序、调质压延工序及电镀锌系工序而形成电镀锌系钢板后，对电镀锌系钢板进行热冲压成形工序来制造热冲压成形体，
所述钢中作为钢的成分，以质量％计含有：
C：0.10～0.35％、
Si：0.01～3.00％、
Al：0.01～3.00％、
Mn：1.0～3.5％、
P：0.001～0.100％、
S：0.001～0.010％、
N：0.0005～0.0100％、
Ti：0.000～0.200％、
Nb：0.000～0.200％、
Mo：0.00～1.00％、
Cr：0.00～1.00％、
V：0.000～1.000％、
Ni：0.00～3.00％、
B：0.0000～0.0050％、
Ca：0.0000～0.0050％、
Mg：0.0000～0.0050％，剩余部分由Fe及杂质构成，
当制造所述热冲压成形体时，
在所述连续退火工序中，在含有0.1体积％～30体积％的氢及相当于露点为－70℃～－20℃的H2O、剩余部分为氮及杂质的气氛气体中，在钢板的加热中且在板温为350℃～700℃的范围内，对钢板进行4次以上的弯曲角度为90°～220°的反复弯曲；
在所述电镀锌系工序中，对钢板实施每单面的镀膜附着量为5g/m2以上且低于40g/m2的电镀锌系；
在所述热冲压成形工序中，对电镀锌系钢板以50℃/秒以上的平均升温速度升温到700℃～1100℃的温度范围，在从升温开始至到达热冲压为止的时间为1分钟以内进行热冲压，然后冷却到常温。
6.根据权利要求5所述的热冲压成形体的制造方法，其中，所述钢以质量％计，含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
Mo：0.01～1.00％、
Cr：0.01～1.00％、
V：0.001～1.000％、
Ni：0.01～3.00％、
B：0.0002～0.0050％、
Ca：0.0002～0.0050％、
Mg：0.0002～0.0050％。
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