CN115298344A - 热压成型体 - Google Patents

Abstract

该热压成型体具有钢板和配置于所述钢板上的锌系镀敷层。所述钢板具有规定的化学组分，距所述钢板的表面在板厚方向上板厚的1/4位置的金属组织中，马氏体的面积％为90％以上。所述锌系镀敷层包含Γ相及Fe‑Zn固溶体，所述锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率为15.0％以下。

Description

热压成型体

技术领域

本公开涉及热压成型体。

本申请基于2020年3月27日于日本申请的特愿2020-057272号来主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，出于汽车的碰撞安全基准的严格化及耗油率提高的观点，汽车部件的高强度化的需求提高。为了达到汽车部件的高强度化，热压的应用扩大。热压是指通过对加热至成为奥氏体单相区的温度(Ac₃点)以上(例如加热至900℃左右)的坯料进行冲压加工，从而在成形的同时利用模具进行骤冷而进行淬火的技术。根据该技术，能够制造形状冻结性高、高强度的冲压成型品。

在对镀锌系钢板应用热压的情况下，由于在热压后的成型品的表层残留锌成分，因此与对非镀敷的钢板进行热压而得到的成型品相比得到耐腐蚀性的提高效果。因此，对镀锌系钢板的热压的应用扩大。

专利文献1公开了一种热冲压成型钢部件，其通过以下方法制造：具有将镀锌钢板加热至Ac₃点以上的加热工序、以及在所述加热工序之后进行至少两次的热冲压成型的热冲压成型工序，所述热冲压成型工序中的任意一个热冲压成型均以满足规定的公式的方式进行。

在对镀锌系钢板进行了热压的情况下，在热压后的成型品中，有时在点焊时发生熔敷(铜电极与成型品表面的镀敷熔融并固着的现象)。若在点焊时发生熔敷，则会产生焊接不良，为了更换铜电极而需要使生产线停止，因此不优选。在专利文献1中，未考虑点焊时的熔敷。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2013/147228号

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明鉴于上述实际情况，其目的在于提供一种点焊性优异的热压成型体。另外，本发明的目的在于提供一种在具有上述特性的基础上还具有热压成型体通常要求的强度的热压成型体。

用于解决技术问题的技术手段

本发明人对发生点焊时的熔敷的原因进行了调查。结果，本发明人发现，点焊时的熔敷受到锌系镀敷层内的空隙(空孔)的很大影响，因此锌系镀敷层内的空隙越少，点焊时的熔敷越被抑制。本发明人认为，由于锌系镀敷层中的空隙的存在，通电路径局部变窄，在其中流过过电流而被过度加热，由此电极与锌系镀敷容易熔敷。

另外，虽然详细机理不明，但本发明人认为，空隙的产生是由热压成型时的母材—锌系镀敷层间的热收缩差以及锌系镀敷层内的异相(Γ相及Fe-Zn固溶体)间的热收缩差引起的。本发明人对抑制空隙的产生的方法进行了研究，发现通过在热压成型时施加规定的面压，能够压扁空隙(能够降低锌系镀敷层中的空隙个数密度)，结果，能够提高点焊性。此外，点焊性优异是指能够抑制点焊时的熔敷。另外，热压成型体通常要求的拉伸(最大)强度为1500～2500MPa。

基于上述见解完成的本发明的主旨如以下所述。

[1]本发明的一个方案的热压成型体具有钢板和配置于所述钢板上的锌系镀敷层，

所述钢板的化学组分，以质量％计，含有：

C：0.18％以上、0.50％以下，

Si：0.10％以上、1.50％以下，

Mn：1.5％以上、2.5％以下，

sol.Al：0.001％以上、0.100％以下，

Ti：0.010％以上、0.100％以下，

S：0.0100％以下，

P：0.100％以下，

N：0.010％以下，

Nb：0％以上、0.05％以下，

V：0％以上、0.50％以下，

Cr：0％以上、0.50％以下，

Mo：0％以上、0.50％以下，

B：0％以上、0.010％以下，

Ni：0％以上、2.00％以下，以及

REM、Ca、Co及Mg的合计：0％以上、0.030％以下，

剩余部分由Fe及杂质构成，

距所述钢板的表面在板厚方向上板厚的1/4位置的金属组织中，马氏体的面积％为90％以上，

所述锌系镀敷层包含Γ相及Fe-Zn固溶体，

所述锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率为15.0％以下。

[2]上述[1]所记载的热压成型体的所述化学组分，也可以以质量％计，含有从以下成分构成的组中选择的一种或两种以上：

Nb：0.02％以上、0.05％以下，

V：0.005％以上、0.50％以下，

Cr：0.10％以上、0.50％以下，

Mo：0.005％以上、0.50％以下，

B：0.0001％以上、0.010％以下，

Ni：0.01％以上、2.00％以下，以及

REM、Ca、Co及Mg的合计：0.0003％以上、0.030％以下。

[3]如上述[1]或[2]所记载的热压成型体的所述化学组分，也可以以质量％计，含有C：0.24％以上、0.50％以下。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供点焊性优异且具有热压成型体通常要求的强度的热压成型体。

具体实施方式

以下，对本实施方式的热压成型体进行详细说明。首先，对构成本实施方式的热压成型体的钢板的化学组分的限定理由进行说明。关于化学组分的％全都表示质量％。

构成本实施方式的热压成型体的钢板，以质量％计，含有：C：0.18％以上、0.50％以下，Si：0.10％以上、1.50％以下，Mn：1.5％以上、2.5％以下，sol.Al：0.001％以上、0.100％以下，Ti：0.010％以上、0.100％以下，S：0.0100％以下，P：0.100％以下，N：0.010％以下，以及剩余部分：Fe及杂质。以下，说明各元素。

C：0.18％以上、0.50％以下

C是提高热压成型体的强度的元素。为了得到期望的强度，C含量为0.18％以上，优选为0.20％以上，更优选为0.24％以上。另一方面，若C含量超过0.50％，则强度变得过高，热压成型体的延展性和韧性劣化。因此，C含量为0.50％以下。优选为0.40％以下。

Si：0.10％以上、1.50％以下

Si是提高疲劳特性的元素。另外，Si也是通过在再结晶退火中在钢板表面形成稳定的氧化覆膜，从而提高热浸镀锌性、特别是镀敷润湿性的元素。为了得到这些效果，Si含量为0.10％以上。优选为0.15％以上。另一方面，若Si含量过高，则在热压时的加热中钢中的Si扩散，在钢板表面形成氧化物。在钢板表面形成的氧化物使磷酸盐处理性降低。另外，Si也是使钢板的Ac₃点上升的元素。若Ac₃点上升，则为了充分进行奥氏体化需要提高加热温度，热压时的加热温度会超过锌系镀敷的蒸发温度。因此，Si含量为1.50％以下。优选为1.40％以下。

Mn：1.5％以上、2.5％以下

Mn是提高钢的淬火性的元素。为了提高淬火性而得到期望量的马氏体，Mn含量为1.5％以上。优选为1.8％以上。另一方面，即使Mn含量超过2.5％，淬火性提高的效果也饱和，并且钢脆化，在铸造、热轧以及冷轧时容易产生淬火裂纹。因此，Mn含量为2.5％以下。优选为2.1％以下。

sol.Al：0.001％以上、0.100％以下

Al是对钢水进行脱氧，抑制成为破坏的起点的氧化物的生成的元素。另外，Al也是在抑制Zn与Fe的合金化反应的同时，提高耐腐蚀性的元素。为了得到这些效果，sol.Al含量为0.001％以上。优选为0.005％以上。另一方面，若sol.Al含量过剩，则钢板的Ac₃点上升，为了充分进行奥氏体化需要提高加热温度，热压时的加热温度会超过锌系镀敷的蒸发温度。因此，sol.Al含量为0.100％以下。优选为0.090％以下。

此外，在本实施方式中，sol.Al是指酸可溶性Al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。

Ti：0.010％以上、0.100％以下

Ti是提高锌镀敷后的耐氧化性的元素。另外，Ti也是通过与N键合而形成氮化物(TiN)，抑制B成为氮化物(BN)，从而提高淬火性的元素。为了得到这些效果，Ti含量为0.010％以上。优选为0.020％以上。另一方面，若Ti含量过剩，则Ac₃点上升，热压时的加热温度变高，从而存在生产性降低的情况、以及促进向Fe-Zn固溶体的固溶体化，难以确保Γ相的情况。另外，若Ti含量过剩，则形成大量的Ti碳化物而固溶C量减少，由此强度降低。进而，存在镀敷的润湿性降低的情况、以及Ti碳化物过剩析出而韧性劣化的情况。因此，Ti含量为0.100％以下。优选为0.070％以下。

S：0.0100％以下

S是作为杂质而含有的元素，是在钢中形成硫化物而使韧性劣化，使耐延迟破坏特性降低的元素。因此，S含量为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。S含量优选为0％，但若过度降低S含量则脱S成本增加，因此S含量可以为0.0001％以上。

P：0.100％以下

P是作为杂质而含有的元素，是偏析于晶界而使韧性及耐延迟破坏特性劣化的元素。因此，P含量为0.100％以下。优选为0.050％以下。P含量优选为0％，但若过度降低P含量则脱P成本增加，因此P含量可以为0.001％以上。

N：0.010％以下

N是杂质元素，是在钢中形成粗大的氮化物而使钢的韧性降低的元素。另外，N也是在点焊时容易产生气孔的元素。进而，在含有B的情况下，N与B键合而使固溶B量减少，使淬火性劣化。因此，N含量为0.010％以下。优选为0.007％以下。N含量优选为0％，但若过度降低N含量则制造成本增加，因此N含量可以为0.0001％以上。

构成本实施方式的热压成型体的钢板的化学组分的剩余部分是Fe及杂质。作为杂质，可例示从钢原料或废料及/或制造过程中不可避免地混入，在不阻碍本实施方式的热压成型体的特性的范围内被容许的元素。

构成本实施方式的热压成型体的钢板也可以含有以下元素作为任意元素，来替代Fe的一部分。不含有以下任意元素的情况下的含量为0％。

Nb：0％以上、0.05％以下

Nb是在钢中形成碳化物，在热压时使晶粒微细化，提高热压成型体的韧性的元素。为了可靠地得到该效果，Nb含量优选为0.02％以上。另一方面，即使Nb含量超过0.05％，上述效果也饱和，并且淬火性降低。因此，Nb含量为0.05％以下。

V：0％以上、0.50％以下

V是通过在钢中形成微细的碳氮化物来提高强度的元素。为了可靠地得到该效果，V含量优选为0.005％以上。另一方面，若V含量超过0.50％，则点焊时钢的韧性降低，容易产生裂纹。因此，V含量为0.50％以下。

Cr：0％以上、0.50％以下

Cr是提高钢的淬火性的元素。为了可靠地得到该效果，Cr含量优选为0.10％以上。另一方面，若Cr超过0.50％，则在钢中形成Cr碳化物，在热压的加热时Cr碳化物难以溶解，淬火性劣化。因此，Cr含量为0.50％以下。

Mo：0％以上、0.50％以下

Mo是提高钢的淬火性的元素。为了可靠地得到该效果，Mo含量优选为0.005％以上。另一方面，即使Mo含量超过0.50％，淬火性提高的效果也饱和。因此，Mo含量为0.50％以下。

B：0％以上、0.010％以下

B是提高钢的淬火性的元素。为了可靠地得到该效果，B含量优选为0.0001％以上。另一方面，即使B含量超过0.010％，淬火性提高的效果也饱和。因此，B含量为0.010％以下。

Ni：0％以上、2.00％以下

Ni是具有提高钢的韧性的效果、在热压的加热时抑制由液相Zn引起的脆化的效果以及提高钢的淬火性的效果的元素。为了可靠地得到这些效果，Ni含量优选为0.01％以上。另一方面，即使Ni含量超过2.00％，上述效果也饱和。因此，Ni含量为2.00％以下。

REM、Ca、Co及Mg的合计：0％以上、0.030％以下

REM、Ca、Co及Mg是通过将硫化物和氧化物控制成优选的形状，抑制粗大的夹杂物的形成，从而抑制点焊时的裂纹的产生的元素。为了可靠地得到该效果，REM、Ca、Co及Mg的含量的合计优选为0.0003％以上。此外，为了可靠地得到上述效果，即使是REM、Ca、Co及Mg中的任意一种，其含量为0.0003％以上即可。另一方面，若REM、Ca、Co及Mg的含量的合计超过0.030％，则夹杂物过剩生成而在点焊时容易产生裂纹。因此，REM、Ca、Co及Mg的含量的合计为0.030％以下。

此外，在本实施方式中，所谓REM，是指由Sc、Y及镧系构成的合计17元素，所谓REM含量，是指着这些元素的合计含量。

上述钢板的化学组分通过一般的分析方法测定即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱法)测定即可。此外，对于C及S使用燃烧-红外线吸收法，对于N使用惰性气体熔融-热导法测定即可。另外，对于sol.Al，使用将试样用酸加热分解后的滤液，通过ICP-AES测定即可。将配置于热压成型体的表面的锌系镀敷层通过机械磨削除去后进行化学组分的分析即可。

接着，对构成本实施方式的热压成型体的钢板的金属组织进行说明。

构成本实施方式的热压成型体的钢板在距表面在板厚方向上板厚的1/4位置处的金属组织中，马氏体的面积％为90％以上。

此外，在本实施方式中，规定距钢板的表面在板厚方向上板厚的1/4位置(距表面为板厚的1/8位置～距表面为板厚的3/8位置的区域)的金属组织。这是因为该深度位置是钢板的表面与板厚中心位置的中间点，该位置的金属组织代表钢板的钢组织(表示钢板整体的平均的金属组织)。

马氏体：90％以上

马氏体是提高钢板的强度的组织。若马氏体的面积率小于90％，则在热压成型体中不能得到期望的强度。因此，马氏体的面积率为90％以上。优选为95％以上、96％以上。由于马氏体的面积率越高越优选，因此上限可以为100％。

在构成本实施方式的热压成型体的钢板的金属组织中，作为剩余部分组织，有时包含铁素体、珠光体、贝氏体以及残留奥氏体。若剩余部分组织的面积率高，则不能得到期望的强度，因此剩余部分组织的面积率可以为10％以下。优选为5％以下、更优选为4％、进一步优选为0％。

马氏体的面积率通过以下方法测定。

以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式，从距离热压成型体的端面50mm以上的任意位置(在不能从该位置采集的情况下为避开端部的位置)切出样品。样品的大小虽然也取决于测定装置，但设为能够在轧制方向上观察10mm左右的大小。此外，在热压成型体包括焊接部的情况下，从避开焊接部及焊接部附近的位置采集样品。

用Lepera试剂对上述样品的截面进行蚀刻。以500倍的倍率对用Lepera试剂蚀刻后的截面的t/4(t是板厚)的位置(距表面为板厚的1/8位置～距表面为板厚的3/8位置的区域)进行10个视野的观察，对于所得到的光学显微镜照片，使用Adobe公司制“PhotoshopCS5”的图像分析软件进行图像分析，求出马氏体的面积率。作为图像分析方法，从图像取得图像的最大亮度值L_max和最小亮度值L_min，将亮度具有从L_max-0.3(L_max-L_min)至L_max的像素的部分定义为白色区域，将具有从L_min至L_min+0.3(L_max-L_min)的像素的部分定义为黑色区域，将除此之外的部分定义为灰色区域，计算作为白色区域的马氏体的面积率。对于合计10个部位的观察视野，与上述同样地进行图像分析来测定马氏体的面积率，对这些面积率进行平均来计算平均值。将得到的平均值视为马氏体的面积率。由此，得到马氏体的面积率。

另外，通过从100％减去马氏体的面积率，从而得到剩余部分组织的面积率。

接着，对构成本实施方式的热压成型体的锌系镀敷层进行说明。锌系镀敷层配置于上述钢板上，包含Γ相及Fe-Zn固溶体，锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率为15.0％以下。此外，锌系镀敷层只要配置于上述钢板的两面或任意一方的面即可。另外，锌系镀敷层是指存在Γ相及Fe-Zn固溶体的层。关于Γ相及Fe-Zn固溶体后述说明。

以下，对锌系镀敷层继续说明。

包含Γ相及Fe-Zn固溶体

锌系镀敷层包含Γ相及Fe-Zn固溶体。Γ相是具有与锌浴的Zn浓度接近的Zn浓度的层。Fe-Zn固溶体是锌浴中的锌与钢板中的Fe合金化而生成的相。因此，Γ相的Fe浓度比Fe-Zn固溶体更低。在本实施方式中，将Fe浓度为10～30质量％的相定为Γ相，将Fe浓度为50～80质量％的相定义为Fe-Zn固溶体。此外，在锌系镀敷层中，除了Γ相及Fe-Zn固溶体之外，有时包含δ₁相及ξ相。δ₁相及ξ相的Fe浓度小于10质量％。

若锌系镀敷层的合金化过度进行，从而锌系镀敷层中不包含Γ相，则耐腐蚀性比包含Γ相的锌系镀敷层劣化。另外，锌系镀敷层中不包含Γ相是指锌系镀敷层的合金化发展。伴随锌系镀敷层的合金化发展(锌系镀敷层是合金化锌系镀敷层)，氧化覆膜(ZnO)在镀敷表面形成及生长，由此，点焊时的接触阻力增大，因此容易产生喷溅(チリ)。因此，锌系镀敷层中包含Γ相是重要的。

只要锌系镀敷层中稍微含有Γ相就能够发挥本实施方式的热压成型体的特性，因此锌系镀敷层中的Γ相的比例没有特别限定。此外，锌系镀敷层的附着量也取决于期望的耐腐蚀目标，例如为每一面5～150g/m²即可。但是，例如为了确保与锌系镀敷钢板的冷成型品同等以上的耐腐蚀性，也可以将Γ相的量设为每一面30g/m²以上。这是因为在Γ相的量小于30g/m²时，通过淬火时的加热生成的Fe-Zn固溶体产生Fe锈而体积膨胀，因此腐蚀时被氧化的Zn无法成为致密的保护膜，有时无法得到与锌系镀敷钢板的冷成型品同等以上的耐腐蚀性。

锌系镀敷层中的Fe浓度的分析通过以下方法进行。

以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式，从距离热压成型体的端面50mm以上的任意位置(在不能从该位置采集的情况下为避开端部的位置)切出样品。样品的大小虽然也取决于测定装置，但设为能够在轧制方向上观察10mm左右的大小。此外，在热压成型体包括焊接部的情况下，从避开焊接部及焊接部附近的位置采集样品。

将上述样品埋入树脂中、进行研磨后，用扫描电子显微镜(SEM：ScanningElectron Microscope)对板厚截面的层构造进行观察。具体而言，以钢板和锌系镀敷层进入到观察视野中的倍率用SEM进行观察。接着，为了确定板厚截面的层构造中的各层，使用SEM-EDS(SEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：SEM-能量色散X射线光谱法)，从表面沿着板厚方向进行射线分析，进行各层的Fe浓度的定量分析。在样品的观察截面中，在与表面平行的方向上以0.1μm的间隔在100处进行射线分析。射线分析通过电子束的直径为10nm的能量分散型X射线分光法(EDS)在板厚方向上以1nm间隔进行定量分析。将Fe浓度为10～30质量％的相定义为Γ相，将Fe浓度为50～80质量％的相定义为Fe-Zn固溶体。将Fe浓度小于10质量％的相定义为δ₁相及ξ相。

接着，使用SEM-EDS(SEM-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：SEM-能量色散X射线光谱法)，沿板厚方向进行射线分析，进行各层的Fe浓度的定量分析。使用的装置没有特别限定，在本实施方式中，例如，使用SEM(日立高新技术公司制造的NB5000)、EDS(Bruker AXS公司制造的XFlash(r)6│30)、EDS分析软件(Bruker AXS公司制造的ESPRIT1.9)即可。根据上述COMPO图像中的观察结果和SEM-EDS的定量分析结果，将在板厚方向上存在于最深的位置、且除测定噪音之外Fe含量超过80质量％的区域判断为钢板。另外，将除测定噪音之外Fe含量为10～30质量％的相判断为Γ相，将Fe浓度为50～80质量％的区域判断为Fe-Zn固溶体。

接着，对于锌系镀敷层中的Γ相的测定方法进行说明。从热压成型体采集试验片，将该试验片浸渍于NH₄Cl：150g/l的水溶液。将饱和甘汞电极作为参比照电极，以4mA/cm²进行恒电流电解，将电位在-800mV vs.SCE以下的范围视为Γ相。这是因为，该范围能够视为以Zn为主成分的Fe含量为30质量％以下的Γ相。通过ICP(电感耦合等离子体)对将Γ相电解而得到的电解液进行测定，将Fe量及Zn量的总和视为Γ相的量。

锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率：15.0％以下

通过将锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率设为15.0％以下，能够抑制热压成型体的点焊时的熔敷。本发明人认为，若空隙的截面面积率超过15％，则在点焊时通电路径局部变窄，在其中流过过电流而被过度加热，由此容易产生熔敷。因此，在本实施方式中，至少将成为被焊接部的区域的锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率设为15.0％以下。优选为13.0％以下、更优选为10.0％以下、进一步优选为5.0％以下。由于锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率越少越优选，因此下限可以为0％。

锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率通过以下方法测定。

首先，以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式，从距离热压成型体的端面50mm以上的任意位置(在不能从该位置采集的情况下为避开端部的位置)切出样品。样品的大小虽然也取决于测定装置，但设为能够在轧制方向上观察10mm左右的大小。

接着，对观察截面进行研磨，使用SEM(扫描电子显微镜)以300倍的倍率进行拍摄后，通过二值化图像处理来计算空隙的截面面积率。空隙的截面面积率的计算所使用的装置没有特别限定，例如，使用Keyence公司制数字显微镜VHX-5000的内置软件，进行基于亮度的空隙判别以及空隙的自动面积测量即可。

通过以上方法，得到锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率。

板厚及拉伸强度

本实施方式的热压成型体的板厚没有特别限定，但出于车身轻量化的观点，优选为0.5～3.5mm。

另外，出于车身轻量化的观点，热压成型体的拉伸强度优选为1500MPa以上。另一方面，若拉伸强度超过2500MPa，则强度过高而有时热压成型体的韧性及延展性劣化，因此拉伸强度优选为2500MPa以下。

接着，对本实施方式的热压成型体的制造方法进行说明。

本实施方式的热压成型体通过以下方法制造：对于表面具有锌系镀敷层的钢板(锌系镀敷钢板)，以赋予规定的面压的方式进行热压，之后进行冷却而制造。若使用合金化锌系镀敷钢板，则(在锌系镀敷的合金化过程中)锌系镀敷层中的Γ相会消失，无法得到耐腐蚀性提高效果，因此锌系镀敷钢板优选为热浸镀锌系钢板。

首先，对锌系镀敷钢板的制造方法进行说明。将铸造的铸片加热至1200℃以上并保持20分钟以上后，以精轧结束温度成为810℃以上的方式进行热轧。进而，通过进行冷轧，制造具有上述化学组分的钢板，之后通过连续热浸镀锌生产线在钢板表面形成锌系镀敷层，从而制造锌系镀敷钢板。冷轧时的累积压下率为30～90％即可。在锌系镀敷钢板的制造方法中，在热轧与冷轧之间也可以进行热轧板退火。另外，也可以进行酸洗。也可以省略冷轧，将热轧后的钢板导入连续热浸镀锌生产线。在省略冷轧的情况下，也可以省略热轧板退火、酸洗。

在连续热浸镀锌生产线中，通过将钢板加热并保持后，浸渍于热浸镀锌浴中，从而在钢板的表面形成锌系镀敷层。锌系镀敷层的附着量为每一面5～150mg/m²即可。此外，电镀锌需要用于使合金化延迟的添加元素，制造成本增加，因此不优选。

接着，以加热温度成为“Ac₃点和800℃”中的较高的温度～950℃的方式对锌系镀敷钢板进行加热。另外，将加热时间(从将锌系镀敷钢板放入加热炉至在该加热温度下保持而将锌系镀敷钢板从加热炉取出的时间(加热炉搬入～加热炉搬出的时间))设为60～600秒。此外，Ac₃点由以下式(1)表示。在加热温度小于“Ac₃点和800℃”中的较高的温度、或加热时间小于60秒时，不能充分进行奥氏体化，作为结果不能得到期望量的马氏体。在加热温度超过950℃或加热时间超过600秒时，合金化过度进行，锌系镀敷层中的Γ相消失。加热时的平均加热速度为0.1～200℃/s即可。在此所说的平均加热速度是将加热开始时的钢板表面温度与加热温度的温度差除以从加热开始时至达到加热温度时的时间差而得到的值。在“Ac₃点和800℃”中的较高的温度～950℃的温度范围的保持中，可以使钢板温度变动，也可以为恒定。

作为热压前的加热方法，可举出由电炉或燃气炉等进行的加热、火焰加热、通电加热、高频加热、感应加热等。

Ac₃(℃)＝910-203×C^0.5-30×Mn+44.7×Si+400×Ti…(1)

式(1)中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量。

在上述的加热及保持后，进行热压。在热压后，以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至250℃以下的温度范围。在热压后的冷却中，若冷却停止温度超过250℃、或平均冷却速度小于20℃/s，则不能得到期望量的马氏体。此外，将平均冷却速度设为超过500℃/s需要增设冷却设备，制造成本增加，因此平均冷却速度可以为500℃/s以下。在此所说的平均冷却速度是将冷却开始时的钢板表面温度与冷却停止温度的温度差除以从冷却开始时至冷却停止时的时间差而得到的值。

冷却至250℃以下的温度范围后的冷却速度没有特别限定，作为冷却方法例如可举出空冷。

在本实施方式中，在热压时对锌系镀敷钢板赋予50MPa以上的面压。通过赋予50MPa以上的面压，能够压扁锌系镀敷层中的空隙，降低空隙的截面面积率，在热压成型体中能够抑制点焊时的熔敷的产生。若面压小于50MPa，则不能充分降低锌系镀敷层中的空隙的截面面积率。热压时的面压优选为100MPa以上。

若面压过高，则由于模具与热压用钢板表面的氧化皮之间的表面磨损，在热压成型体的表面大量地形成凹凸，担心焊接性的劣化。出于此观点，面压优选为500MPa以下。另外，将面压设为超过200MPa，有时面压过高而热压设备损伤，因此面压可以为200MPa以下。

此外，如本实施方式所示，为了降低锌系镀敷层中的空隙的截面面积率，控制热压时的面压是重要的。例如，即使在热压后再次加热，并控制该加压时的面压，也不能降低锌系镀敷层中的空隙的截面面积率。

此外，在锌系镀敷钢板中赋予50MPa以上的面压的区域，优选为在成型为热压成型体后被焊接的区域(成为被焊接部的区域)。这是因为，通过在热压成型体中在被焊接的区域使空隙的截面面积率降低，能够减少点焊时的熔敷的产生。

[实施例]

接着，说明明本发明的实施例，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于这一个条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨，达到本发明的目的，就能够采用各种条件。

将铸造表1所示的化学组分的钢水而制造的钢片加热至1200℃以上并保持20分钟以上后，以精轧结束温度成为810℃以上的方式进行热轧，进而进行冷轧，由此得到钢板。冷轧时的累积压下率为30～90％。利用连续热浸镀锌生产线对得到的钢板赋予锌系镀敷，从而得到锌系镀敷钢板(热浸镀锌系钢板)。锌系镀敷层的附着量为每一面5～150g/m²。对于得到的锌系镀敷钢板，在表2及表3所示的条件下制造表2及表3所示的热压成型体。此外，热压前的加热中的平均加热速度为0.1～200℃/s。

此外，表中的下划线表示在本发明的范围外、偏离优选的制造条件、或特性值不优选。

对于构成热压成型体的钢板的金属组织，通过上述测定方法对组织的面积率进行测定。此外，作为马氏体之外的剩余部分组织，观察到铁素体、珠光体以及贝氏体。

另外，通过上述方法对构成热压成型体的锌系镀敷层的层构造进行分析，并且通过上述方法对锌系镀敷层中的空隙的截面面积率进行测定。在锌系镀敷层中观察到Γ相的情况下，在表中记载为“有”，在锌系镀敷层中没有观察到Γ相的情况下，在表中记载为“无”。此外，关于锌系镀敷层，表中记载为“有”的实施例的锌系镀敷层中，除了Γ相之外包含Fe-Zn固溶体，并且Γ相的附着量为每一面5～150g/m²。

热压成型体的机械特性(拉伸强度及点焊性)通过以下方法进行评价。

拉伸强度

热压成型体的拉伸强度通过以下方法求出：从热压成型体的任意位置制作JIS Z2241：2011所记载的5号试验片，按照JIS Z 2241：2011所记载的试验方法求出。对于拉伸强度为1500～2500MPa的情况，由于具有热压成型体通常要求的强度，因此判定为合格。另外，认为拉伸强度小于1500MPa的情况强度差、拉伸强度超过2500MPa的情况强度过高而韧性及延展性差，因此判定为不合格。

点焊性

对于热压成型体，从除了距端面10mm以内的区域之外的位置采集2片100mm×30mm的试验片，将这些试验片重合，在以下条件下使电流变化并实施点焊。

加压力：400kgf

通电时间：15循环

保持时间：9循环

电极头形状：DR型，前端

-曲率半径R40mm

将熔核直径为4√t(t是试验片的板厚)的电流记为I₀，一边进一步提高电流一边进行点焊，求出产生喷溅的电流和产生熔敷的电流(熔敷电流I_s)。将I₀与产生喷溅的电流之间设为适当电流范围。此外，在熔融金属飞散的情况下判断为产生了喷溅。在以熔核直径为4√t的电流I₀进行点焊的时刻产生喷溅的情况下，作为不存在适当电流范围而在表3中记载为“-”。对于不存在适当电流范围的例子，作为供于电焊的锌系镀敷钢板不适当而判定为不合格。

另外，对于所得到的熔敷电流I_s，按照以下基准对点焊性进行了评价。其中，I₀(kA)为熔核直径为4√t(t是试验片的板厚)的电流，I_a(kA)为I₀×1.4。被评价为良好(Good)和可(Fair)的例子，作为点焊性优异而判定为合格。另一方面，被评价为不可(Bad)的例子，作为点焊性差而判定为不合格。

良好(Good)：I_s>I_a×1.15

可(Fair)：I_a×1.10<I_s≦I_a×1.15

不可(Bad)：I_s≦I_a×1.10

[表1]

下划线表示在本发明的范围外。

[表2]

[表3]

由表2及表3可知，钢板的化学组分和金属组织、以及锌系镀敷层的层构造和空隙截面面积率在本发明的范围内的热压成型体的拉伸强度为1500～2500MPa，且点焊性优异。

另一方面，可知钢板的化学组分和金属组织、以及锌系镀敷层的层构造和空隙截面面积率中的任意一个以上偏离本发明的热压成型体，拉伸强度在1500～2500MPa的范围外，及/或点焊性差。此外，制造No.36、39、41及43是在成为熔核直径为4√t的电流I₀之前产生喷溅的例子。

工业可利用性

根据本发明的上述方案，能够得到点焊性优异且具有热压成型体通常要求的强度的热压成型体。

Claims (3)

1.一种热压成型体，是具有钢板和配置于所述钢板上的锌系镀敷层的热压成型体，其特征在于，

所述钢板的化学组分，以质量％计，含有：

C：0.18％以上、0.50％以下，

Si：0.10％以上、1.50％以下，

Mn：1.5％以上、2.5％以下，

sol.Al：0.001％以上、0.100％以下，

Ti：0.010％以上、0.100％以下，

S：0.0100％以下，

P：0.100％以下，

N：0.010％以下，

Nb：0％以上、0.05％以下，

V：0％以上、0.50％以下，

Cr：0％以上、0.50％以下，

Mo：0％以上、0.50％以下，

B：0％以上、0.010％以下，

Ni：0％以上、2.00％以下，以及

REM、Ca、Co及Mg的合计：0％以上、0.030％以下，

剩余部分由Fe及杂质构成；

在距所述钢板的表面在板厚方向上板厚的1/4位置的金属组织中，马氏体的面积％为90％以上；

所述锌系镀敷层包含Γ相及Fe-Zn固溶体；

所述锌系镀敷层中存在的空隙的截面面积率为15.0％以下。

2.如权利要求1所述的热压成型体，其特征在于，

所述化学组分，以质量％计，含有从以下成分构成的组中选择的一种或两种以上：

Nb：0.02％以上、0.05％以下，

V：0.005％以上、0.50％以下，

Cr：0.10％以上、0.50％以下，

Mo：0.005％以上、0.50％以下，

B：0.0001％以上、0.010％以下，

Ni：0.01％以上、2.00％以下，以及

REM、Ca、Co及Mg的合计：0.0003％以上、0.030％以下。

3.如权利要求1或2所述的热压成型体，其特征在于，

所述化学组分，以质量％计，含有C：0.24％以上、0.50％以下。