CN110475898A - 热冲压成型体 - Google Patents

Abstract

一种热冲压成型体，其为具备母材(10)和形成在母材(10)表面的镀层(20)的热冲压成型体，其中，镀层(20)从母材(10)侧起依次包含界面层(21)、中间层(22)和氧化物层(23)，界面层(21)的组织包含选自αFe、Fe₃Al以及FeAl中的1种以上的Fe‑Al合金，且Fe‑Al合金的总面积率为99％以上，中间层(22)包含选自Fe(Al,Zn)₂、Fe₂(Al,Zn)₅以及Fe(Al,Zn)₃中的1种以上的Fe‑Al‑Zn相，且Fe‑Al‑Zn相的总面积率为50％以上，平均组成以质量％计含有Al：30～50％、以及Zn：15～30％，氧化物层(23)的平均膜厚为3.0μm以下，且Mg含量为0.05～0.50g/m²。

Description

热冲压成型体

技术领域

本发明涉及一种热冲压成型体。

背景技术

用于汽车等中的结构部件(成型体)为了提高强度及尺寸精度这两者，有时采用热冲压(热压)来制造。在通过热冲压制造成型体时，将钢板加热至Ac₃点以上，用模具进行压制加工并快速冷却。即，在该制造中，同时进行压制加工和淬火。通过热冲压能够制造高尺寸精度且高强度的成型体。

另一方面，通过热冲压制造的成型体由于是在高温中进行加工，因此会在表面形成氧化皮。因此，提出了通过使用镀覆钢板作为热冲压用钢板来抑制氧化皮的形成、进而提高耐腐蚀性的技术(参见专利文献1～3)。

例如，专利文献1中公开了形成有Zn镀层的热压用钢板，另外，专利文献2中公开了形成有Al镀层的高强度汽车部件用镀铝钢板。此外，专利文献3中公开了在镀Zn钢板的镀层中添加有Mn等各种元素的热压用Zn系镀覆钢材。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2003-73774号公报

专利文献2:日本特开2003-49256号公报

专利文献3:日本特开2005-113233号公报

发明内容

发明要解决的问题

就专利文献1的技术而言，由于热冲压后Zn残留在钢材表层，因此可以期待高牺牲防蚀作用。然而，由于钢板是在Zn熔融的状态下进行加工，因此熔融Zn会侵入钢板中，有可能在钢材内部产生裂纹。该裂纹被称为液体金属脆化裂纹(Liquid Metal Embrittlement，以下也称为“LME”)。并且，由于LME，导致钢板的疲劳特性劣化。

需要说明的是，就现状而言，为了避免发生LME，需要适当控制钢板加工时的加热条件。具体而言，采用了如下方法等：进行加热直至熔融Zn全部扩散至钢板中而成为Fe-Zn固溶体。但是，这些方法需要长时间的加热，其结果是，存在生产率下降这样的问题。

另外，就专利文献2的技术而言，由于使用了熔点高于Zn的Al作为镀层的成分，因此像专利文献1那样熔融金属侵入至钢板的可能性较低。因此，预测能够获得优异的疲劳特性，进而热冲压后的成型体的疲劳特性优异。但是，形成有Al镀层的钢材存在下述问题：在汽车用部件的涂装前所进行的磷酸盐处理时，难以形成磷酸盐皮膜。换言之，该钢材无法充分地获得磷酸盐处理性，有涂装后耐腐蚀性下降的担心。

进一步，就专利文献3的技术而言，对热冲压后的最表层(氧化物皮膜)进行改性，提高点焊性，但是，根据要添加的元素，也有可能发生LME从而无法充分地获得热冲压钢材的疲劳特性。另外，根据要添加的元素，可能不仅会使该钢材的疲劳特性下降，也会使磷酸盐处理性下降。

本发明的目的在于，解决上述问题点，提供疲劳特性、点焊性、以及涂装后耐腐蚀性优异的热冲压成型体。

用于解决问题的方案

本发明是为了解决上述技术问题而完成的，主旨在于下述的热冲压成型体。

(1)一种热冲压成型体，其为具备母材和形成在该母材表面的镀层的热冲压成型体，其中，

所述镀层从所述母材侧起依次包含界面层、中间层和氧化物层，

所述界面层的组织包含选自αFe、Fe₃Al以及FeAl中的1种以上的Fe-Al合金，且所述Fe-Al合金的总面积率为90％以上，

所述中间层包含选自Fe(Al,Zn)₂、Fe₂(Al,Zn)₅以及Fe(Al,Zn)₃中的1种以上的Fe-Al-Zn相，且所述Fe-Al-Zn相的总面积率为50％以上，

所述中间层的平均组成以质量％计含有

Al：30～50％、以及

Zn：15～30％，

所述氧化物层的平均膜厚为3.0μm以下、且Mg含量为0.05～1.00g/m²。

(2)根据上述(1)所述的热冲压成型体，其中，所述界面层的平均膜厚为1.0μm以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，所述镀层中的Al和Zn的总含量为20～100g/m²。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成型体，其中，所述中间层的所述Fe-Al-Zn相的总面积率为90％以上。

(5)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成型体，其中，上述镀层以质量％计进一步含有0.1～15％的Si，

所述中间层进一步含有选自Fe₃(Al,Si)和Fe(Al,Si)中的1种或2种Fe-Al-Si相，且所述Fe-Al-Zn相和所述Fe-Al-Si相的总面积率为90％以上。

发明的效果

根据本发明，能够获得疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性优异的热冲压成型体。

附图说明

图1是对本发明的一实施方式的热冲压成型体的结构进行说明的图。

图2是对本发明的一实施方式的热冲压成型体的截面进行SEM观察而得到的图像的一例。

具体实施方式

本发明人等对兼顾热冲压成型时的耐LME性、和热冲压成型体的点焊性以及涂装后耐腐蚀性的方法进行了研究。

首先，本发明人等对提高成型体的涂装后耐腐蚀性的方法进行了研究。其结果，发现通过在成型体所具有的镀层中含有Mg，能够提高耐腐蚀性。但是，可知在制造镀层中含有Mg的成型体时，热冲压成型时变得容易生成LME，疲劳特性劣化。另外，镀层中的Mg含量过量时，点焊性也下降。

因此，本发明人等针对提高耐腐蚀性而不使疲劳特性和点焊性劣化的方法进行了深入研究。结果发现，通过将镀层设为包含母材侧的以Fe-Al合金为主体的层、表层侧的氧化物的层、和位于其中间的层的结构，并且在形成于表层的氧化物的层中使合适量的Mg富集，能够平衡性良好地确保上述所有特性。

本发明是基于上述见解完成的。以下，对本发明的各条件进行详细说明。

(A)整体构成

图1是对本发明的一实施方式的热冲压成型体的结构进行说明的图。另外，图2是对本发明的一实施方式的热冲压成型体的截面进行SEM观察而得到的图像的一例。如图1和图2所示，本发明的一实施方式的热冲压成型体1具备母材10和形成在母材10表面的镀层20。

(B)母材

本实施方式的热冲压成型体的技术问题即疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性的改善是通过镀层的构成来实现的。因此，本实施方式的热冲压成型体的母材没有特别限定。但是，在母材的成分为以下说明的范围内的情况下，可得到不仅具有耐疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性，而且还具有适宜的机械特性的成型体。

限定各元素的理由如下所述。需要说明的是，以下说明中关于含量的“％”是指“质量％”。

C：0.05～0.4％

碳(C)是提高热冲压成型体的强度的元素。C含量过少时，无法获得上述效果。另一方面，C含量过量时，钢材的韧性下降。因此，将C含量设为0.05～0.4％。C含量优选为0.10％以上，更优选为0.13％以上。另外，C含量优选为0.35％以下。

Si：0.5％以下

硅(Si)是不可避免含有的元素，具有使钢脱氧的作用。但是，Si含量过量时，热冲压的加热中，钢中的Si扩散，在钢板表面形成氧化物，使磷酸盐处理性下降。进一步，Si是使钢板的Ac₃点上升的元素，Ac₃点上升时，热冲压时的加热温度有可能会超过镀Zn的蒸发温度。因此，将Si含量设为0.5％以下。Si含量优选为0.3％以下，更优选为0.2％以下。从上述产品性能的角度出发，Si含量的下限值没有限制，但是由于使用Si的目的在于上述脱氧，因此存在实质下限值。也取决于需求的脱氧水平，通常为0.05％。

Mn：0.5～2.5％

锰(Mn)是提高淬火性，提高热冲压后的钢材的强度的元素。Mn含量过少时，无法获得该效果。另一方面，Mn含量过量时，该效果饱和。因此，将Mn含量设为0.5～2.5％。Mn含量优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。另外，Mn含量优选为2.4％以下，更优选为2.3％以下。

P：0.03％以下

磷(P)是钢中所含的杂质。P在晶界处偏析从而使钢的韧性下降，使耐延迟断裂性下降。因此，将P含量设为0.03％以下。优选尽可能减少P含量。

S：0.01％以下

硫(S)是钢中所含的杂质。S形成硫化物从而使钢的韧性下降，使耐延迟断裂性下降。因此，将S含量设为0.01％以下。优选尽可能减少S含量。

sol.Al：0.1％以下

铝(Al)一般是为了钢的脱氧而被使用，是不可避免含有的元素。但是，Al含量过量时，虽然脱氧充分进行，但钢板的Ac₃点上升，从而热冲压时的加热温度可能会超过镀Zn的蒸发温度。因此，将Al含量设为0.1％以下。Al含量优选为0.05％以下。为了获得上述效果，Al含量优选为0.01％以上。需要说明的是，在本说明书中，Al含量是指sol.Al(酸可溶Al)的含量。

N：0.01％以下

氮(N)是钢中不可避免含有的杂质。N形成氮化物而使钢的韧性下降。在母材中含有B的情况下，N还会与B键合从而减少固溶B量，使淬火性下降。因此，将N含量设为0.01％以下。优选尽可能减少N含量。

B：0～0.005％

硼(B)由于具有提高钢的淬火性，提高热冲压后的钢材的强度的效果，因此可以根据需要含有。但是，B含量过量时，该效果饱和。因此，将B含量设为0.005％以下。为了获得上述效果，B含量优选为0.0001％以上。

Ti：0～0.1％

钛(Ti)与N键合形成氮化物。像这样Ti与N键合的情况下，B与N的键合被抑制，能够抑制由BN形成而导致的淬火性下降。因此，可以根据需要含有Ti。但是，Ti含量过量时，上述效果饱和，进而，Ti氮化物过量析出从而钢的韧性下降。因此，将Ti含量设为0.1％以下。需要说明的是，Ti由于其钉扎效应，使热冲压加热时的奥氏体粒径微细化，由此提高钢材的韧性等。为了获得上述效果，Ti含量优选为0.01％以上。

Cr：0～0.5％

铬(Cr)由于具有提高钢的淬火性的效果，因此可以根据需要含有。但是，Cr含量过量时，形成Cr碳化物。该Cr碳化物在热冲压的加热时难以熔解，阻碍奥氏体化的进行，淬火性下降。因此，将Cr含量设为0.5％以下。为了获得上述效果，Cr含量优选为0.1％以上。

Mo：0～0.5％

钼(Mo)由于具有提高钢的淬火性的效果，因此可以根据需要含有。但是，Mo含量过量时，上述效果饱和。因此，将Mo含量设为0.5％以下。为了获得上述效果，Mo含量优选为0.05％以上。

Nb：0～0.1％

铌(Nb)由于形成碳化物，从而具有在热冲压时使晶粒微细化，提高钢的韧性的效果，因此可以根据需要含有。但是，Nb含量过量时，不仅上述效果饱和，而且淬火性下降。因此，将Nb含量设为0.1％以下。为了获得上述效果，Nb含量优选为0.02％以上。

Ni：0～1.0％

镍(Ni)具有提高钢的韧性的效果。Ni还会在热冲压中的加热时抑制熔融Zn的存在导致的脆化。因此，可以根据需要含有Ni。但是，Ni含量过量时，这些效果饱和。因此，将Ni含量设为1.0％以下。为了获得上述效果，Ni含量优选为0.1％以上。

在构成本实施方式的热冲压成型体的母材的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，杂质是指在工业上制造钢材时，在作为原料的矿石或废料中能够被含有的成分或者因制造环境等而能够被混入的成分，而不是特意加入的成分。

(C)镀层

如图1所示，本实施方式中的镀层20从母材10侧起依次包括界面层21、中间层22以及氧化物层23。对各层分别进行详细说明。需要说明的是，在本说明书中，平均膜厚是指，作为对象的层(膜)的最大膜厚与最小膜厚的平均值。

界面层21与母材10相邻地形成，由以Fe-Al合金为主体的组织构成。需要说明的是，在本发明中，Fe-Al合金是指αFe、Fe₃Al以及FeAl的总称。即，界面层21的组织包含选自αFe、Fe₃Al以及FeAl中的1种以上。另外，Fe-Al合金为主体是指，Fe-Al合金的总面积率为90％以上。Fe-Al合金的总面积率优选为95％以上，更优选为99％以上。

界面层21中的Al含量以质量％计为30％以下，Al含量随着靠近母材10而下降。通过界面层21与母材10相邻地形成，能够抑制LME。另外，有时Zn或Si等固溶在Fe-Al合金中，因此界面层21中可以含有Zn：10％以下、Si：10％以下。

为了提高起因于耐LME性的疲劳特性等，界面层21的平均膜厚优选为1.0μm以上，更优选为2.0μm以上。界面层21的平均膜厚的下限更优选为5.0μm、6.0μm、或7.0μm。

虽然没有必要限定界面层的平均膜厚的上限值，但是平均膜厚超过15.0μm的界面层21，有时会使耐腐蚀性等性能下降，因此不优选。因此，界面层21的平均膜厚优选为15.0μm以下。界面层21的平均膜厚的上限更优选为12.0μm、11.0μm、或10.0μm。

中间层22是由以Fe-Al-Zn相为主体的组织构成的。需要说明的是，在本发明中，Fe-Al-Zn相是指，Fe(Al,Zn)₂、Fe₂(Al,Zn)₅以及Fe(Al,Zn)₃的总称。即，中间层22的组织包含选自Fe(Al,Zn)₂、Fe₂(Al,Zn)₅以及Fe(Al,Zn)₃中的1种以上。另外，Fe-Al-Zn相为主体是指，Fe-Al-Zn相的总面积率为50％以上。需要说明的是，镀层中不包含Si的情况下，Fe-Al-Zn相的总面积率优选为90％以上，更优选为95％以上，进一步优选为99％以上。

另一方面，如后面所述，通过在镀层中含有Si，能够提高母材与镀层的密合性。在这种情况下，中间层22进一步包含Fe-Al-Si相。Fe-Al-Si相是指Fe₃(Al,Si)和Fe(Al,Si)的总称。即，中间层22进一步包含选自Fe₃(Al,Si)和Fe(Al,Si)中的1种或2种。此时，Fe-Al-Zn相和Fe-Al-Si相的总面积率优选为90％以上，更优选为95％以上，进一步优选为99％以上。

另外，中间层22具有以质量％计含有Al：30～50％、和Zn：15～30％的平均组成。

通过将中间层22中的Al含量设为30％以上，能够抑制LME，提高疲劳特性。另外，通过将Al含量设为50％以下，能够确保优异的磷酸盐处理性，涂装后耐腐蚀性提高。Al含量优选为32％以上，更优选为35％以上。另外，Al含量优选为48％以下，更优选为45％以下。

通过将中间层22中的Zn含量设为15％以上，能够确保优异的磷酸盐处理性，达到提高涂装后耐腐蚀性的目的。另外，通过将Zn含量设为30％以下，能够抑制LME并提高疲劳特性。Zn含量优选为17％以上，更优选为20％以上。另外，Zn含量优选为28％以下，更优选为25％以下。

进一步，通过减少中间层22中的Mg含量，可以提高耐LME性。因此，Mg含量优选为1.0％以下。另外，中间层22包含Fe-Al-Si相时，中间层22中可以含有Si：25％以下。

对于中间层的膜厚不特别限定。但是，中间层的膜厚小的情况下，成型体的耐腐蚀性的性能会降低，因此优选将中间层的膜厚设定为5.0μm以上。另外，中间层的膜厚变得过大时，制造成本会升高，进而热冲压时的加热时间可能会变长。因此，中间层的膜厚优选为30.0μm以下。

氧化物层23是Zn主体的氧化物层，含Mg。在此，Zn主体的氧化物层是指，具体而言，氧化物中所含的金属成分的50质量％以上为Zn。通过氧化物层23的存在，磷酸盐处理性提高。但是，氧化物层23过厚时，会对成型体的耐腐蚀性和焊接性等造成不利影响，因此将氧化物层23的平均膜厚设为3.0μm以下。为了提高热冲压成型体的点焊性以及涂装后耐腐蚀性等性能，优选将氧化物层23的平均膜厚设为2.0μm以下。

通过在氧化物层23中含有Mg，能够提高涂装后耐腐蚀性。为了获得该效果，将氧化物层23中的Mg含量设为0.05g/m²以上。但是，Mg氧化物的电阻高，因此如果其含量增加，则点焊性下降。为了确保点焊性，需要将Mg含量设为1.00g/m²以下。

为了使热冲压成型体的氧化物中含有Mg，可以在热冲压前的镀层中含有Mg，也可以提前在镀覆钢板上以涂装等形态生成含有Mg的皮膜。

由于Cr、Ca、Sr、Ti等与Mg一样容易氧化，因此会在成型体的表层作为氧化物富集。因此，可以在氧化物层23中含有这些元素。但是，由于这些氧化物也与Mg一样电阻高，因此过量富集时，热冲压成型体的焊接性可能会恶化。因此，氧化物层23中的Mg、Cr、Ca、Sr以及Ti的总含量优选为2.0g/m²以下。

另外，镀层20中的Al和Zn的总含量优选为20～100g/m²。通过将Al和Zn的总含量设为20g/m²以上，能够获得通过在母材10的表面设置镀层20所带来的效果。另一方面，通过将上述总含量设为100g/m²以下，不仅能够抑制热冲压成型体的原材料费用从而达到削减制造成本的目的，而且能够担保热冲压成型体的焊接性。上述的总含量优选为30g/m²以上，优选为90g/m²以下。

优选镀层20以质量％计进一步含有0.1～15％的Si。通过将镀层中的Si含量设为0.1％以上，能够提高母材与镀层的密合性。另一方面，通过将上述Si含量设为15％以下，能够担保热冲压成型体的耐腐蚀性以及焊接性等性能。上述Si含量优选为0.3％以上，优选为10％以下。

另外，对于镀层20整体的膜厚没有特别限制，但是从确保耐腐蚀性的角度出发，优选设为超过6.0μm；另一方面，从经济性的角度出发，优选设为48.0μm以下。

在此，在本发明中，对于界面层、中间层以及氧化物层的组织、平均组成以及厚度、和镀层的化学组成，通过以下方法来求出。

首先，将成型体按照与表面垂直的方式进行切断，对截面进行研磨。然后，利用电子束微量分析仪(EPMA)在该截面中对界面层和中间层各自区域中的各元素的浓度进行分析。此时，在距各层的膜厚中心沿膜厚方向上下25％以上且沿宽度方向20μm以上的区域中进行映射分析，并使用其平均组成。由此，测定界面层的Al和Zn的含量、以及中间层的Al、Zn及Mg的含量。

另外，通过以下方法求出镀层整体中的平均Si含量。首先，通过EPMA从母材侧朝向镀层的表面侧以0.2μm的间距进行线分析。并且，通过求出镀层中的测定结果的平均值，来作为镀层整体的平均组成。从母材侧至镀层的表面侧连续进行测定时，将Fe浓度低于母材的平均组成的部分作为镀层的一个端部，将氧化物层中所含的金属成分中Zn浓度小于50质量％的部分作为镀层的另一个端部，将它们之间的区域作为镀层。另外，在5处以上的位置进行线分析，并采用其平均值。

镀层中所含的Al和Zn的总含量可以通过用盐酸溶解热冲压成型体，并对溶解液进行电感耦合等离子体发射光谱分析(ICP分析)来测定。通过使用这种方法，可以分别求出Al和Zn的量。

在对热冲压加热前的镀覆钢材进行溶解时，为了仅溶解镀层，一般在盐酸中添加抑制母材的Fe溶解的抑制剂。但是，由于热冲压成型体的镀层含有Fe，因此就上述方法而言，热冲压成型体的镀层不会充分地溶解。

因此，在用ICP分析来求出成型体的镀层中的Al及Zn量时，使用未添加抑制剂的盐酸、并以40～50℃的液温来溶解镀层的方法是合适的。另外，为了确认溶解后是否有无Al或Zn这样的镀覆成分的溶解残留，优选用EPMA对溶解后的热冲压成型体的表面进行组成分析。上述分析必须在成型体未被加工的区域中进行实施。

另外，对于氧化物层中所含的Mg、Cr、Ca、Sr以及Ti的含量，通过将热冲压成型体用重铬酸铵溶液溶解，并对溶解液进行ICP分析来测定。通过使用上述溶解液，可以仅溶解氧化物层。通过使用该方法，可以分别求出Mg、Cr、Ca、Sr及Ti的含量。

此外，可以通过TEM的晶体结构分析来获得界面层和中间层的组织。进而，可以通过用SEM拍摄上述截面的照片并对该显微镜照片进行图像分析来获得界面层、中间层和氧化物层的厚度。

需要说明的是，本实施方式的成型体的镀层的构成沿着与成型体的表面平行的方向基本上是不一致的。特别是，界面层、中间层以及氧化物层的厚度在被加工的区域与未被加工的区域中大多是不同的。因此，上述的分析必须在成型体未被加工的区域中实施。未被加工的区域中的镀层的状态为上述范围内的成型体被视为本实施方式的成型体。

(D)制造方法

本实施方式的热冲压成型体的制造方法包括制造热冲压用镀覆钢材的工序；和对热冲压用镀覆钢材进行热冲压的工序。另外，上述制造热冲压用镀覆钢材的工序包括：制造热冲压用镀覆钢材的母材的工序；和在热冲压用镀覆钢材的母材上形成Al-Zn镀层的工序。进一步，在进行热冲压的工序之前，可以根据需要进行防锈油膜形成工序以及冲裁加工工序。以下，对各工序进行详细描述。

[母材制造工序]

在母材制造工序中制造热冲压用镀覆钢材的母材。例如，制造具有与在上面所例示的本实施方式的热冲压成型体的母材的化学组成相同的化学组成的钢水。然后，使用该钢水通过铸造法来制造板坯，或者，通过铸锭法来制造钢锭。

接着，通过对板坯或钢锭进行热轧而得到热冲压用镀覆钢材的母材(热轧板)。需要说明的是，也可以将对上述热轧板进行酸洗处理并对酸洗处理后的热轧板进行冷轧而得到的冷轧板作为热冲压用镀覆钢材的母材。

[镀覆处理工序]

在镀覆处理工序中，在上述热冲压用镀覆钢材的母材上形成Al-Zn-Mg镀层从而制造热冲压用镀覆钢材。Al-Zn-Mg镀层的形成方法可以是热浸镀处理，也可以是喷镀处理、蒸镀处理等的其他任意处理。为了提高母材与镀层的密合性，优选在镀层中含有Si。

利用热浸镀处理的Al-Zn-Mg镀层的形成例如下。即，将母材浸渍于由Al、Zn、Mg以及杂质构成的热浸镀浴中，在母材表面附着镀层。接着，将附着有镀层的母材从镀浴中提起。

需要说明的是，如上所述，对于热冲压成型体，优选镀层中的Al和Zn的总含量为20～100g/m²。为了确保该总含量，在本工序中重要的是，将从镀浴中提起母材时的镀层中的Al和Zn的总含量设为20～100g/m²。

在本工序中，通过适当地调整从镀浴中提起钢板的速度、擦拭气体的流量，可以调整镀层中Al和Zn的总含量。

另外，如上所述，热冲压成型体的镀层中，中间层以质量％计含有30～50％的Al和15～30％的Zn。对于该Al和Zn的含量，也可以主要在本工序(镀覆处理工序)中控制。具体而言，通过将该工序中的镀浴中的Al含量设为40～60％，并且将Zn含量设为40～60％，能够将热冲压成形体中的Al和Zn的含量设为上述范围。

另外，利用热浸镀处理形成Al-Zn-Mg镀层的情况下，优选将镀浴中的Mg含量设为0.5～2.0％，更优选设为1.0～1.5％。虽然也取决于镀覆钢板的附着量，但是镀浴的Mg浓度高时，则镀层中所含的Mg量会增加，因此成型品的表层氧化物中所含的Mg量会增加，并且担心焊接性会下降。此外，由于Mg在中间层中的残留量超过1.0％，因此担心耐LME性会下降。另一方面，镀浴中的Mg浓度低时，则成型品的表层氧化物中所含的Mg减少，担心无法得到充分的涂装后耐腐蚀性。

使用不含Mg的热浸镀浴的情况下，可以通过使用棒涂机将含有Mg氧化物的处理液涂布到镀层的更上一层，并在烤箱中烘烤和干燥来涂装Mg。涂装Mg时，优选将所要涂布的Mg的含量设为0.050～1.00g/m²。

[热冲压工序]

在热冲压工序中，对上述的热冲压用镀覆钢材进行热冲压。通常的热冲压是通过下述方法来进行的：将钢材加热至热冲压温度范围(热加工温度范围)，接着对钢材进行热加工，进一步对钢材进行冷却。根据通常的热冲压技术，认为：为了缩短制造时间，尽可能加大钢材的加热速度即可。另外，只要将钢材加热至热冲压温度范围，则镀层的合金化会充分进行，因此通常的热冲压技术并不重视对钢材的加热条件的控制。

但是，在用于制造本实施方式的热冲压成型体的热冲压工序中，对热冲压用镀覆钢材实施合金化加热处理后，加热至热冲压温度(淬火加热温度)，并进行热加工和冷却。在使热冲压用镀覆钢材升温至热冲压温度时，通过进行在规定的温度区域维持一定时间的合金化加热处理，能够形成具有上述构成的镀层。

在热冲压工序中，首先，将热冲压用镀覆钢材装入加热炉(煤气炉、电炉、红外线炉等)中。在加热炉内，进行将热冲压用镀覆钢材加热至500～750℃的温度范围，在该温度范围内保持10～450秒的合金化加热处理。通过进行合金化加热处理，母材的Fe扩散到镀层中，合金化进行。通过该合金化，镀层变化为从母材侧起依次包含界面层、中间层和氧化物层的镀层。需要说明的是，合金化加热温度不必恒定，可以在500～750℃的范围内变动。

合金化加热温度低于500℃时，则镀层合金化的速度极小，加热时间极度延长，从生产率的角度出发是不优选的，而且中间层的形成可能会不充分。另一方面，合金化加热温度超过750℃时，则该处理过程中氧化物层的生长会被过度促进，热冲压成型体的焊接性下降。

另外，合金化加热时间低于10秒时，则镀层的合金化没有结束，因此无法得到上述具有界面层、中间层及氧化层的镀层。另一方面，合金化加热时间超过450秒时，氧化物的生长量变得过量，另外会导致生产率下降。

将热冲压用镀覆钢材加热至上述的合金化温度时的加热条件没有特别限定。但是，从生产率的角度出发，优选加热时间短。

合金化加热处理结束后，将热冲压用镀覆钢材加热至Ac₃点～950℃的温度范围，接着进行热加工。此时，将热冲压用镀覆钢材温度在Ac₃点～950℃的温度范围(氧化温度范围)内的时间限制为60秒以下。热冲压用镀覆钢材温度在氧化温度范围内，则镀层的表层的氧化层会生长。热冲压用镀覆钢材温度在氧化温度范围内的时间超过60秒时，氧化物皮膜会过度生长，担心成型体的焊接性下降。另一方面，因为氧化物覆膜的生成速度非常快，因此热冲压用镀覆钢材温度在氧化温度范围内的时间的下限值超过0秒。但是，在热冲压用镀覆钢材的加热在100％氮气氛等非氧化气氛下进行的情况下，不会形成氧化层，因此热冲压用镀覆钢材的加热在大气气氛等氧化气氛下进行。

只要热冲压用镀覆钢材温度在氧化温度范围内的时间为60秒以下，则加热速度及最高加热温度等条件没有特别限定，可以选择能够进行热冲压的各种条件。

接着，对从加热炉中取出的热冲压用镀覆钢材使用模具进行压制成型。在本工序中，与该压制成型同时地通过模具对该钢材进行淬火。在模具内循环有冷却介质(例如水)，模具促进热冲压用镀覆钢材的排热从而进行淬火。通过以上的工序能够制造热冲压成型体。

需要说明的是，以使用加热炉对热冲压用镀覆钢材进行加热为例说明，但也可以通过通电加热来对热冲压用镀覆钢材进行加热。在此情况下也是通过通电加热来对钢材进行规定时间加热、使用模具进行该钢材的压制成型。

[防锈油膜形成工序]

防锈油膜形成工序是在镀覆处理工序后且热冲压工序前、在热冲压用镀覆钢材的表面涂布防锈油而形成防锈油膜的工序，可以任选包含在制造方法中。在从热冲压用镀覆钢材被制造出来开始到进行热冲压为止的时间长的情况下，热冲压用镀覆钢材的表面有可能发生氧化。但是，通过防锈油膜形成工序而形成有防锈油膜的热冲压用镀覆钢材的表面难以氧化，因此防锈油膜形成工序能够抑制成型体的氧化皮的形成。需要说明的是，防锈油膜的形成方法也可以使用公知的任何技术。

[冲裁加工工序]

本工序是在防锈油膜形成工序后且热冲压工序前、对热冲压用镀覆钢材进行剪切加工和/或冲切加工、将该钢材成形为特定的形状的工序。冲裁加工后的钢材的剪切面容易氧化。但是，如果预先在钢材表面形成有防锈油膜，则防锈油也会以某种程度扩散至上述剪切面。由此，能够抑制冲裁加工后的钢材的氧化。

以上，对本发明的一实施方式进行了说明，但上述的实施方式只不过是本发明的例示。因此，本发明并不限于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内，可以进行适当设计变更。

以下，通过实施例对本发明进行更具体地说明，但是本发明不限于这些实施例。

实施例1

首先，准备母材。即，使用表1所示化学组成的钢水，通过连铸法制造板坯。接着，将板坯热轧从而制造热轧钢板，进一步将热轧钢板酸洗，然后进行冷轧从而制造冷轧钢板。然后，将该冷轧钢板制成用于制造热冲压成型体的母材(板厚1.4mm)。

[表1]

表1

接着，使用这样制造的母材，根据表2所示的制造条件制备热冲压用镀覆钢材(材料编号1～28)。另外，将镀覆处理时的在镀浴中的浸渍时间设为5秒，从镀浴提起后至450℃的冷却速度设为10℃/秒。

[表2]

表2

之后，对上述热冲压用镀覆钢材用表3所示的条件(加热编号1～9)进行加热后，立刻使用手动压力机实施模拟热冲压的V形弯曲加工，制造各试验例的热冲压成型体。需要说明的是，模具的形状设定为V形弯曲加工的弯曲半径的外侧部分在弯曲加工结束时被拉伸15％左右这样的形状。另外，在加工时的冷却速度慢的部分处，也以50℃/s以上的冷却速度进行淬火至马氏体相变开始点(410℃)左右。

[表3]

表3

从得到的各试验例的热冲压成型体的平板部切出镀层结构观察用、ICP分析用、点焊性评价试验用以及涂装后耐腐蚀性评价试验用的试验片，进一步从弯曲加工部切出耐LME性评价试验用的试验片。

对于镀层的结构观察用试验片，对垂直于成型体的表面的截面进行研磨后，利用EPMA，测定界面层的Al和Zn的含量、以及中间层的Al、Zn及Mg的含量。在EPMA分析时，在距各层的膜厚中心沿膜厚方向上下25％以上且沿宽度方向20μm以上的区域中进行映射分析，并算出其平均组成。

另外，在求出镀层整体的平均Si含量时，通过EPMA，从母材侧朝向镀层的表面侧以0.2μm的间距进行线分析，并算出镀层中的测定结果的平均值。在5处进行线分析，并将其平均值作为镀层整体的平均组成。

进而，通过用SEM拍摄上述截面，并对该显微镜照片进行图像分析来测定各层的厚度。对于各层的组织，通过对从上述试验片的相同部位采集的薄片进行利用TEM的晶体结构分析来判定。

然后，对于ICP分析用试验片，用50℃的盐酸将镀层溶解后，通过对溶液进行ICP分析，求出镀层中所含的Al和Zn的总含量。此外，同样地，对于ICP分析用试验片，通过用重铬酸铵溶液仅溶解氧化物层，并对该溶解液进行ICP分析来求出Mg、Cr、Ca、Sr及Ti的含量。

接着，如以下所示，进行耐LME性评价试验、点焊性评价试验和涂装后耐腐蚀性评价试验。

[耐LME性评价试验]

关于各试验例的耐LME性评价试验用试验片的厚度方向的截面，通过使用SEM和反射电子检测器观察反射电子图像，观察了有无LME的发生。此时，将裂纹发展到母材(Fe浓度为98％以上的部位)的情况视为发生LME。然后，将未产生裂纹的评价为优(1)，将裂纹跨越镀层延伸至母材的评价为不可(4)。

需要说明的是，通过上述观察难以判断裂纹的终点位置时，使用能量色散型X射线显微分析仪对裂纹终点位置的周边区域进行能量色散型X射线分析(EDS)，由此判断裂纹是否延伸到母材。此时，将Al和Zn的总含量超过0.5％的区域定义为镀层，与其相对地将钢材的内部区域视为母材。

[点焊性评价试验]

在350kgf的压力下，使用直流电源对各试验例的焊接性评价试验用试验片实施点焊。以各种焊接电流实施试验，将焊接部的熔核直径超过4.7mm的值设为下限值，适当提高焊接电流的值，将焊接时发生飞溅的值设为上限值。然后，将上限值和下限值之间的值设定为适当电流范围，并且将上限值和下限值的差作为点焊性的指标。在点焊性的评价中，将该值为1.5A以上的评价为优(1)，将1.0A以上且小于1.5A的评价为良好(2)，将0.5A以上且小于1.0A的评价为可(3)，将小于0.5A的评价为不可(4)。

[涂装后耐腐蚀性评价试验]

使用日本帕卡设计工程株式会社制造的表面调整处理剂(商品名：PREPALENE X)，在室温下对各试验例的涂装后耐腐蚀性评价试验用试验片进行20秒的表面调整。接着，使用日本帕卡设计工程株式会社制造的磷酸锌处理溶液(商品名：Palbond 3020)进行磷酸盐处理。具体而言，处理液的温度设为43℃，将成形体在处理液中浸渍120秒。由此，在钢材表面上形成了磷酸盐覆膜。

在实施上述磷酸盐处理后，在各成型体上将日本Paint株式会社制的阳离子型电沉积涂料以电压为160V的斜坡通电进行电沉积涂装，进而，以烘烤温度为170℃进行了20分钟烘烤涂装。电沉积涂装后的涂料的膜厚控制是对热冲压成型前的钢材以电沉积涂装为15μm的条件进行的。

对电沉积涂装后的成形体横切以到达基体钢材，并实施复合腐蚀试验(JASO M610循环)。通过涂装鼓凸宽度来评价耐腐蚀性，将实施180循环的复合腐蚀试验后，涂装鼓凸宽度为2.0mm以下的评价为优(1)，超过2.0mm且为3.0mm以下的评价为良(2)，超过3.0mm且为4.0mm以下的评价为可(3)，超过4.0mm的评价为不可(4)。

[评价结果]

本发明的目的在于提供一种热冲压成型体，其在疲劳特性(耐LME性)、点焊性以及涂装后耐腐蚀性的所有方面均衡优异。因此，综合考虑这些评价结果，将在任一试验中均为优或良的综合评价A和在任一试验中至少没有不可的综合评价B的试验片作为合格；在任一试验中有不可的综合评价C的试验片作为不合格。将它们的结果示于表4。

[表4]

由表4可确认，本发明的热冲压成型体在疲劳特性(耐LME性)、点焊性以及涂装后耐腐蚀性的所有方面均衡优异。

产业上的可利用性

根据本发明，能够获得疲劳特性、点焊性、以及涂装后耐腐蚀性优异的热冲压成型体。因此，本发明的热冲压成型体可以适合用作汽车等中使用的结构部件等。

Claims (5)

1.一种热冲压成型体，其为具备母材和形成在该母材表面的镀层的热冲压成型体，其中，

所述镀层从所述母材侧起依次包含界面层、中间层和氧化物层，

所述界面层的组织包含选自αFe、Fe₃Al以及FeAl中的1种以上的Fe-Al合金，且所述Fe-Al合金的总面积率为90％以上，

所述中间层包含选自Fe(Al,Zn)₂、Fe₂(Al,Zn)₅以及Fe(Al,Zn)₃中的1种以上的Fe-Al-Zn相，且所述Fe-Al-Zn相的总面积率为50％以上，

所述中间层的平均组成以质量％计含有

Al：30～50％、以及

Zn：15～30％，

所述氧化物层的平均膜厚为3.0μm以下、且Mg含量为0.05～0.50g/m²。

2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其中，所述界面层的平均膜厚为1.0μm以上。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其中，所述镀层中的Al和Zn的总含量为20～100g/m²。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成型体，其中，所述中间层的所述Fe-Al-Zn相的总面积率为90％以上。

5.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成型体，其中，所述镀层以质量％计进一步含有0.1～15％的Si，

所述中间层进一步含有选自Fe₃(Al,Si)和Fe(Al,Si)中的1种或2种Fe-Al-Si相，且所述Fe-Al-Zn相和所述Fe-Al-Si相的总面积率为90％以上。