CN115443345B

CN115443345B - 热冲压成形体

Info

Publication number: CN115443345B
Application number: CN202080100020.XA
Authority: CN
Inventors: 光延卓哉; 高桥武宽; 真木纯
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-02-27
Filing date: 2020-02-27
Publication date: 2024-04-02
Anticipated expiration: 2040-02-27
Also published as: EP4112765A1; KR20220143744A; JPWO2021171517A1; US20230088501A1; WO2021171517A1; JP7277857B2; MX2022010606A; CN115443345A; EP4112765A4

Abstract

本发明提供一种热冲压成形体，其具备：钢母材；和形成于钢母材的表面的Al‑Zn‑Mg系镀层，所述镀层具有规定的化学组成，所述镀层具备：位于与钢母材的界面处的含有Fe及Al的界面层；和位于界面层之上的主层，主层以面积率计包含10.0～90.0％的含Mg‑Zn相、5.0％以上且小于30.0％的含Fe‑Al相以及2.0～25.0％的含Al‑Si的氧化物相，含Mg‑Zn相包含选自MgZn相、Mg₂Zn₃相及MgZn₂相中的至少一种，含Fe‑Al相包含FeAl相和Fe‑Al‑Zn相中的至少一种。

Description

热冲压成形体

技术领域

本发明涉及热冲压成形体。

背景技术

作为对高强度钢板这样的难以成形的材料进行压制成形的技术，已知有热冲压(热压)。热冲压是将供于成形的材料加热后成形的热成形技术。就该技术而言，由于将材料加热后成形，因此在成形时钢材为软质，具有良好的成形性。因此，已知即使是高强度的钢材也能够高精度地成形为复杂的形状，另外，由于采用压制模具在成形的同时进行淬火，所以成形后的钢材具有充分的强度。

在专利文献1中记载了一种热压用镀覆钢板，其特征在于，在钢板表面具有含有Al：20～95质量％、Ca+Mg：0.01～10质量％及Si的Al-Zn系合金镀层。另外，在专利文献1中记载了这样的镀覆钢板由于在上述Al-Zn系合金镀层的表面形成Ca、Mg的氧化物，所以在热压时能够防止镀层凝结于模具。

关于Al-Zn系合金镀层，在专利文献2中记载了一种合金镀覆钢材，其特征在于，在镀层中以质量％计含有Al：2～75％及Fe：2～75％，剩余部分为2％以上的Zn及不可避免的杂质。另外，在专利文献2中，教导了从提高耐腐蚀性的观点出发，作为镀层中的成分，进一步含有Mg：0.02～10％、Ca：0.01～2％、Si：0.02～3％等是有效的。

另外，关于Al-Zn系合金镀层，在专利文献3中记载了一种镀覆钢材，其是具有钢材和配置在所述钢材的表面的包含Zn-Al-Mg合金层的镀层的镀覆钢材，其中，所述Zn-Al-Mg合金层具有Zn相，并且在所述Zn相中含有Mg-Sn金属间化合物相，所述镀层以质量％计含有Zn：超过65.0％、Al：超过5.0％且小于25.0％、Mg：超过3.0％且小于12.5％、Ca：0％～3.00％、Si：0％以上且小于2.5％等。

同样地，在专利文献4中记载了一种镀覆钢材，其是具有钢材和配置在所述钢材的表面且含有Zn-Al-Mg合金层的镀层的镀覆钢材，其中，在所述Zn-Al-Mg合金层的截面，MgZn₂相的面积分率为45～75％，MgZn₂相和Al相的合计的面积分率为70％以上且Zn-Al-MgZn₂三元共晶组织的面积分率为0～5％，所述镀层以质量％计含有Zn：超过44.90％且小于79.90％、Al：超过15％且小于35％、Mg：超过5％且小于20％、Ca：0.1％以上且小于3.0％、Si：0％～1.0％等。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2012-112010号公报

专利文献2：日本特开2009-120948号公报

专利文献3：国际公开第2018/139619号

专利文献4：国际公开第2018/139620号

发明内容

发明所要解决的课题

例如，当在热冲压成形中使用Zn系镀覆钢材时，由于在Zn熔融的状态下被加工，因此有时熔融的Zn侵入钢中，在钢材内部产生开裂(裂纹)。这种现象被称为液体金属脆化(LME)，已知由于该LME，钢材的疲劳特性降低。

另一方面，已知在热冲压成形中使用含有Al作为镀层中的成分的镀覆钢材时，例如有可能在该热冲压成形中的加热时产生的氢侵入钢材中而引起氢脆化开裂。

但是，就热冲压成形中使用的以往的Al-Zn系镀覆钢材而言，从抑制LME及氢脆化开裂的观点出发，未必进行了充分的研究。其结果是，就由这样的镀覆钢材得到的热冲压成形体而言，关于耐LME性和耐氢侵入性，依然有改善的余地。

另外，已知在专利文献2中教导向镀层中添加的Si等元素非常容易被氧化，特别是当其含量增多时，有时会在钢材表面形成氧化物而阻碍化学转化处理被膜的附着。在这种情况下，有时会引起镀覆钢材的涂装后耐腐蚀性的降低。

因此，本发明的目的在于提供耐LME性及耐氢侵入性得到改善、进而化学转化处理性也优异的热冲压成形体。

用于解决课题的手段

实现上述目的的本发明如下所述。

(1)一种热冲压成形体，其是具备钢母材和形成于所述钢母材的表面的镀层的热冲压成形体，所述镀层的化学组成以质量％计为：

Al：15.00～55.00％、

Mg：4.50～12.00％、

Si：0.05～3.00％、

Ca：0.05～3.00％、

Fe：20.00～65.00％、

Sb：0～0.50％、

Pb：0～0.50％、

Cu：0～1.00％、

Sn：0～1.00％、

Ti：0～1.00％、

Sr：0～0.50％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Mn：0～1.00％，及

剩余部分：Zn及杂质，

所述镀层具备：位于与所述钢母材的界面处的含有Fe及Al的界面层；和位于所述界面层之上的主层，

所述主层以面积率计包含10.0～90.0％的含Mg-Zn相、5.0％以上且小于30.0％的含Fe-Al相以及2.0～25.0％的含Al-Si的氧化物相，

所述含Mg-Zn相包含选自MgZn相、Mg₂Zn₃相及MgZn₂相中的至少一种，

所述含Fe-Al相包含FeAl相和Fe-Al-Zn相中的至少一种。

(2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，所述镀层的化学组成以质量％计包含Al：25.00～35.00％和Mg：6.00～10.00％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成形体，其中，所述含Mg-Zn相包含MgZn相，所述主层中的MgZn相的面积率为30.0％以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成形体，其中，所述含Mg-Zn相包含MgZn相和Mg₂Zn₃相，所述主层中的MgZn相和Mg₂Zn₃相的合计的面积率为40.0～85.0％。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热冲压成形体，其中，所述含Fe-Al相包含FeAl相，所述主层中的FeAl相的面积率为5.0～20.0％。

发明效果

根据本发明，能够提供耐LME性及耐氢侵入性得到改善、进而化学转化处理性也优异的热冲压成形体。

附图说明

图1示出了现有的包含Al-Zn-Mg系镀层的热冲压成形体中的镀层截面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)。

图2示出了本发明的热冲压成形体中的镀层截面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)。

图3示出了本发明的热冲压成形体的热冲压成形前的镀层表面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)。

图4为表示将镀层冷却时的冷却速度变更点与针状Al-Zn-Si-Ca相的形成的关系的曲线图。

具体实施方式

＜热冲压成形体＞

本发明的实施方式的热冲压成形体的特征在于，其具备：钢母材；和形成于所述钢母材的表面的镀层，所述镀层的化学组成以质量％计为：

Al：15.00～55.00％、

Mg：4.50～12.00％、

Si：0.05～3.00％、

Ca：0.05～3.00％、

Fe：20.00～65.00％、

Sb：0～0.50％、

Pb：0～0.50％、

Cu：0～1.00％、

Sn：0～1.00％、

Ti：0～1.00％、

Sr：0～0.50％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Mn：0～1.00％、和

剩余部分：Zn及杂质，

所述含Fe-Al相包含FeAl相和Fe-Al-Zn相中的至少一种。

例如，如果将现有的Zn系镀覆钢材、Al-Zn系镀覆钢材在热冲压成形中使用，则一般而言将该镀覆钢材在热冲压成形中加热到约900℃或比其更高的温度。由于Zn的沸点为约907℃，比较低，因此在这样的高温下，镀层中的Zn蒸发或熔融，在该镀层中部分地产生高浓度的Zn液相，有时该液体Zn侵入钢中的晶界，从而引起液体金属脆化(LME)开裂。

另一方面，就不含Zn的现有的镀Al钢材而言，虽然不会产生起因于Zn的LME开裂，但在热冲压成形中的加热时，大气中的水蒸汽有时会被镀层中的Al还原而产生氢。其结果是，产生的氢有时侵入钢材中而引起氢脆化开裂。另外，在Al-Zn系镀覆钢材中，也由于Zn如上所述沸点比较低，因此有时在900℃或比其更高的高温下的热冲压成形时其一部分蒸发，与大气中的水蒸汽反应而产生氢。在这种情况下，有可能由于不仅由Al引起、而且由Zn引起的氢向钢材中的侵入，从而产生氢脆化开裂。此外，从提高耐腐蚀性的观点出发，关于添加到Zn系镀覆钢材或Al-Zn系镀覆钢材中的Mg等元素，也有时在高温下的热冲压成形中的加热时其一部分会蒸发，与Zn的情况同样地产生氢而引起氢脆化开裂。

因此，本发明者们对包含Al-Zn-Mg系镀层的热冲压成形体的耐LME性及耐氢侵入性进行了研究。其结果是，本发明者们发现，在具有规定的化学组成的Al-Zn-Mg系镀层、即，在热冲压成形后在该镀层中含有规定量的含Mg-Zn相的热冲压成形体中，能够显著降低或抑制由热冲压成形中的加热引起的LME及氢向钢材中的侵入的发生。此外，本发明者们发现，通过将镀层中含有的含Fe-Al相的量限制在规定的范围内，从而进一步改善热冲压成形体的耐氢侵入性。进而，本发明者们发现，通过在制备上述的具有含Mg-Zn相和含Fe-Al相的镀层时在镀层中生成的含Al-Si的氧化物相，特别是块状的含Al-Si的氧化物相，热冲压成形体的化学转化处理性显著提高。以下，参照附图更详细地说明。

图1示出了现有的包含Al-Zn-Mg系镀层的热冲压成形体中的镀层截面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)。参照图1可知，镀层1包含含有Zn和Mg的厚氧化物层2。据认为：该氧化物层2是通过热冲压成形中的约900℃或比其更高的温度下的加热而蒸发的Zn和Mg的至少一部分作为氧化物而沉积在镀层的表面。另一方面，扩散层3位于镀层1之下，该扩散层3构成钢母材4的一部分。扩散层3是通过热冲压成形中的加热、镀层中的Al成分向钢母材4扩散而形成了固溶体。

在如图1所示的现有的包含Al-Zn-Mg系镀层的热冲压成形体中，在热冲压成形中的加热中Zn及Mg蒸发，它们与大气中的水蒸汽反应而产生氢，由此产生LME及氢向钢材中的侵入。另外，例如，在由于Mg的蒸发而镀层1中的Zn浓度相对地上升的情况等下，也有可能引起LME开裂。

图2示出了本发明的热冲压成形体中的镀层截面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)。参照图2可知，镀层1具备：含有Fe和Al的界面层5，其位于与钢母材4的界面，更具体而言位于与构成钢母材4的一部分的扩散层3的界面；和位于该界面层5之上的主层6。界面层5在通常的热冲压成形中被形成于与钢母材的界面处，主要由含有Fe和Al的金属间化合物构成。该界面层5和位于其下的扩散层3例如因热冲压成形中的比较长的加热处理而使相互的层的金属元素相互扩散，因此在化学组成上几乎没有差异。因此，在本发明中，有时不特别区分界面层5和扩散层3而将两者包含在内表述为Fe-Al层7。

另外，可知：主层6与图1的情形对照地含有：包含选自MgZn相、Mg₂Zn₃相和MgZn₂相中的至少1种的含Mg-Zn相8；和包含FeAl相9a的含Fe-Al相9。虽然在图2中未示出，但有时含Fe-Al相9除了包含FeAl相9a之外，还包含比较少量的Fe-Al-Zn相。特别地，可知：图2中所示的主层6具有下述的结构(海岛结构)：在作为基体相的含Mg-Zn相8中存在、特别是分散存在岛状的含Fe-Al相9(岛状的FeAl相9a和岛状的Fe-Al-Zn相)。在本发明的热冲压成形体中，通过在镀层1的主层6中含有较多的如图2所示的含Mg-Zn相8，从而能够显著降低或抑制LME的产生及氢向钢材中的侵入。此外，通过将主层6中所含的含Fe-Al相的量控制在规定的范围内，从而能够进一步改善热冲压成形体的耐氢侵入性。

虽然并无意被特定理论所束缚，但是据认为：就本发明的热冲压成形体而言，如后文关于制造方法详细说明的那样，在热冲压成形中的加热的初期，从存在于镀层的表面组织中的针状Al-Zn-Si-Ca相溶出的Ca被大气中的氧优先氧化，在镀层的最表面形成致密的Ca系氧化被膜。换言之，据认为：存在于热冲压成形前的镀层的表面组织中的针状Al-Zn-Si-Ca相作为用于在热冲压成形中的加热的初期形成Ca系氧化被膜的Ca供给源发挥功能，接着，通过供给的Ca的氧化而得到的Ca系氧化被膜、更具体地含有Ca和Mg的氧化被膜作为阻挡层发挥功能。

据认为：利用这样的阻挡层的功能，能够减少或抑制镀层中的Zn和Mg向外部的蒸发、与其关联的LME的产生以及氢从外部的侵入。其结果是，据认为：就热冲压成形后最终得到的成形体而言，与图1的情形不同，Zn和Mg在镀层1中不会形成厚的氧化物层2，能够作为含Mg-Zn相8以比较多的量、即在主层6中以面积率10.0～90.0％的量存在。

另外，如图2所示，含Fe-Al相9中所含的FeAl相9a在主层6与界面层5的界面附近存在较多，而Fe-Al-Zn相(未图示出)在主层6的表面附近存在较多。但是，如果主层6中的含Fe-Al相9的含量增多，则当然作为不仅包含Fe-Al-Zn相、而且也包含FeAl相9a在内的含Fe-Al相9整体，存在于主层6的表面附近的量增多。在这种情况下，在热冲压成形中的加热时，大气中的水蒸汽被存在于主层6的表面附近的含Fe-Al相9中的Al还原而产生氢。其结果是，产生的氢有时侵入钢材中而引起氢脆化开裂。据认为：在本发明的热冲压成形体中，通过将主层6中的含Fe-Al相9限制在规定的范围内、即以面积率计小于30.0％的范围内，能够减少因该含Fe-Al相9而产生的氢的量。其结果是，据认为：与单纯控制镀层中的含Mg-Zn相的量的情况相比，能够进一步改善热冲压成形体的耐氢侵入性。

进而，就本发明的热冲压成形体而言，主层6除了包含上述的含Mg-Zn相8和含Fe-Al相9以外，如图2所示，还包含含Al-Si的氧化物相10、特别是块状的含Al-Si的氧化物相10。一般而言，在磷酸锌处理等化学转化处理中，如果在镀覆钢材的表面附近存在Al，则有时会因溶出到处理液中的铝离子而阻碍磷酸锌向镀层表面的析出反应。虽然并无意被特定理论所束缚，但是就本发明的热冲压成形体而言，通过在主层中形成含有Al-Si的氧化物相，即以氧化物的形态将金属Al包含在主层中，从而能够减少存在于镀层的主层的表面附近的Al的量，其结果是，据认为能够改善热冲压成形体的化学转化处理性。

此外，据认为：通过在主层中形成含Al-Si的氧化物相，从而减少存在于该主层的表面附近的Al的量，因此也能够减少因表面附近的Al而产生的氢的量。其结果是，据认为：根据本发明，通过将主层中含有的含Fe-Al相的量限制在规定的范围内，进而将含Al-Si的氧化物相包含在主层中，从而能够显著改善热冲压成形体的耐氢侵入性。

以下，对本发明的实施方式的热冲压成形体进行详细说明。在以下的说明中，关于各成分的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。

[钢母材]

本发明的实施方式的钢母材可以是具有任意厚度及组成的材料，没有特别限定，例如优选为具有适合于应用热冲压的厚度及组成的材料。作为这样的钢母材是公知的，例如可以举出具有0.3～2.3mm的厚度、且以质量％计为C：0.05～0.40％、Si：0.50％以下、Mn：0.50～2.50％、P：0.03％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.10％以下、N：0.010％以下、剩余部分：Fe及杂质的钢板(例如冷轧钢板)等。以下，对在本发明中优选应用的上述钢母材中含有的各成分进行详细说明。

[C：0.05～0.40％]

碳(C)是对提高热冲压成形体的强度有效的元素。但是，如果C含量过多，则有时热冲压成形体的韧性降低。因此，C含量设定为0.05～0.40％。C含量优选为0.10％以上，更优选为0.13％以上。C含量优选为0.35％以下。

[Si：0～0.50％]

硅(Si)是对钢进行脱氧有效的元素。但是，如果Si含量过多，则在热冲压的加热时钢中的Si扩散而在钢材表面形成氧化物，其结果是，有时磷酸盐处理的效率降低。另外，Si是使钢的Ac₃点上升的元素。因此，由于热冲压的加热温度必须设定为Ac₃点以上，因此如果Si量过剩，则钢的热冲压的加热温度不得不升高。即，Si量多的钢在热冲压时被加热到更高温，其结果是，镀层中的Zn等的蒸发变得不可避免。为了避免这种情况，Si含量设定为0.50％以下。Si含量优选为0.30％以下，更优选为0.20以下％。Si含量可以为0％，但为了得到脱氧等效果，Si含量的下限值根据所希望的脱氧水平而变化，但一般为0.05％。

[Mn：0.50～2.50％]

锰(Mn)提高淬透性，提高热冲压成形体的强度。另一方面，即使过量含有Mn，其效果也饱和。因此，Mn含量设定为0.50～2.50％。Mn含量优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上。Mn含量优选为2.40％以下，更优选为2.30％以下。

[P：0.03％以下]

磷(P)是钢中含有的杂质。P偏析于晶界而使钢的韧性降低，使耐延迟破坏性降低。因此，P含量设定为0.03％以下。P含量优选尽可能少，优选为0.02％以下。但是，P含量的过度降低会导致成本上升，因此优选将P含量设定为0.0001％以上。由于P的含有不是必需的，所以P含量的下限为0％。

[S：0.010％以下]

硫(S)是钢中含有的杂质。S形成硫化物而降低钢的韧性，降低耐延迟破坏性。因此，S含量设定为0.010％以下。S含量优选尽可能少，优选设定为0.005％以下。但是，S含量的过度降低会导致成本上升，因此优选将S含量设定为0.0001％以上。由于S的含有不是必需的，所以S含量的下限为0％。

[sol.Al：0～0.10％]

铝(Al)对钢的脱氧有效。但是，Al的过量含有会使钢材的Ac₃点上升，因此热冲压的加热温度升高，镀层中的Zn等的蒸发变得不可避免。因此，Al含量设定为0.10％以下，优选为0.05％以下。Al含量可以为0％，但为了得到脱氧等效果，Al含量可以为0.01％以上。在本说明书中，Al含量是指所谓的酸可溶Al的含量(sol.Al)。

[N：0.010％以下]

氮(N)是钢中不可避免地含有的杂质。N形成氮化物以降低钢的韧性。当钢中还含有硼(B)的情况下，N通过与B结合而减少固溶B量，降低淬透性。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量优选尽可能少，优选设定为0.005％以下。但是，由于N含量的过度降低会导致成本上升，因此优选将N含量设定为0.0001％以上。由于N的含有不是必需的，所以N含量的下限为0％。

适合在本发明的实施方式中使用的钢母材的基本化学组成如上所述。进而，上述钢母材可任选地含有B：0～0.005％、Ti：0～0.10％、Cr：0～0.50％、Mo：0～0.50％、Nb：0～0.10％和Ni：0～1.00％中的1种或2种以上。以下，对这些元素进行详细说明。需要说明的是，这些各元素的含有不是必需的，各元素的含量下限为0％。

[B：0～0.005％]

硼(B)由于提高钢的淬透性、提高热冲压后的钢材的强度，所以也可以使其含有在钢母材中。然而，即使过量地含有B，其效果也饱和。因此，B含量设定为0～0.005％。B含量可以为0.0001％以上。

[Ti：0～0.10％]

钛(Ti)与氮(N)结合而形成氮化物，能够抑制由BN形成引起的淬透性的降低。另外，Ti通过钉扎效应，在热冲压的加热时能够使奥氏体粒径微细化，提高钢材的韧性等。但是，即使过量地含有Ti，上述效果也会饱和，并且如果Ti氮化物过度析出，则有时钢的韧性会降低。因此，Ti含量设定为0～0.10％。Ti含量可以为0.01％以上。

[Cr：0～0.50％]

铬(Cr)对提高钢的淬透性、提高热冲压成形体的强度是有效的。但是，如果Cr含量过剩，则在热冲压的加热时大量形成难以溶解的Cr碳化物，则钢的奥氏体化难以进行，反而淬透性降低。因此，Cr含量设定为0～0.50％。Cr含量可以为0.10％以上。

[Mo：0～0.50％]

钼(Mo)提高钢的淬透性。但是，即使过量含有Mo，上述效果也饱和。因此，Mo含量设定为0～0.50％。Mo含量可以为0.05％以上。

[Nb：0～0.10％]

铌(Nb)是形成碳化物、在热冲压时使晶粒微细化、提高钢的韧性的元素。但是，如果过量含有Nb，则上述效果饱和，进一步降低淬透性。因此，Nb含量设定为0～0.10％。Nb含量可以为0.02％以上。

[Ni：0～1.00％]

镍(Ni)是在热冲压的加热时能够抑制由熔融Zn引起的脆化的元素。但是，即使过量地含有Ni，上述效果也饱和。因此，Ni含量设定为0～1.00％。Ni含量可以为0.10％以上。

在本发明的实施方式的钢母材中，上述成分以外的剩余部分由Fe及杂质构成。所谓钢母材中的杂质，是指在工业上制造本发明的实施方式的热冲压成形体时由以矿石、废料等原料为代表的制造工序的各种因素而混入的成分，即，不是对该热冲压成形体有意添加的成分。

[镀层]

根据本发明的实施方式，在上述钢母材的表面形成镀层，例如，在钢母材为钢板的情况下，在该钢板的至少单面即该钢板的单面或两面形成镀层。镀层包括位于与钢母材的界面处的含有Fe和Al的界面层和位于该界面层之上的主层，作为镀层整体具有下述的平均组成。

[Al：15.00～55.00％]

Al是对于在热冲压成形中的加热时抑制Zn和Mg的蒸发而言所必需的元素。如上所述那样，据认为：通过在热冲压成形前的镀层的表面组织中存在针状Al-Zn-Si-Ca相，从而在热冲压成形中的加热的初期，从该针状Al-Zn-Si-Ca相溶出的Ca被大气中的氧优先氧化，在镀层的最表面形成致密的Ca系氧化被膜，更具体地说，形成含有Ca和Mg的氧化被膜。据认为：这样的Ca系氧化被膜作为用于抑制Zn和Mg的蒸发的阻挡层发挥功能。为了显现出该阻挡层的功能，热冲压成形后的镀层中的Al含量必须设定为15.00％以上，优选为20.00％以上或25.00％以上。另一方面，如果Al含量超过55.00％，在热冲压成形前的镀层中优先生成Al₄Ca等金属间化合物，难以以足够的量形成针状Al-Zn-Si-Ca相。因此，Al含量设定为55.00％以下，优选为45.00％以下或35.00％以下。

[Mg：4.50～12.00％]

Mg是对提高镀层的耐腐蚀性、改善涂膜膨起等而言有效的元素。另外，Mg在热冲压成形中的加热时形成液相Zn-Mg，还具有抑制LME开裂的效果。如果Mg含量低，则产生LME的可能性增大。从提高耐腐蚀性和抑制LME的观点出发，Mg含量设定为4.50％以上，优选为5.00％以上、5.50％以上或6.00％以上。另一方面，如果Mg含量过高，由于过度的替化防腐蚀作用，存在涂膜膨起及流锈的产生急剧增大的倾向。因此，Mg含量设定为12.00％以下，优选为10.00％以下。

[Si：0.05～3.00％]

Si是对于在热冲压成形中的加热时抑制Zn和Mg的蒸发而言所必需的元素。如上所述那样，通过使针状Al-Zn-Si-Ca相存在于热冲压成形前的镀层的表面组织中，从而能够形成在热冲压成形中的加热时用于抑制Zn及Mg的蒸发的由Ca系氧化被膜形成的阻挡层。为了显现出该阻挡层的功能，热冲压成形后的镀层中的Si含量必须设定为0.05％以上，优选为0.10％以上或0.40％以上。另一方面，在Si含量过剩的情况下，在热冲压成形前的镀层中在钢母材与镀层的界面处形成Mg₂Si相，从而耐腐蚀性大幅恶化。另外，在Si含量过剩的情况下，在热冲压成形前的镀层中优先形成该Mg₂Si相，难以以足够的量形成针状Al-Zn-Si-Ca相。因此，Si含量设定为3.00％以下，优选为1.60％以下，更优选为1.00％以下。

[Ca：0.05～3.00％]

Ca是对于在热冲压成形中的加热时抑制Zn和Mg的蒸发而言所必需的元素。如上所述那样，通过使针状Al-Zn-Si-Ca相存在于热冲压成形前的镀层的表面组织中，从而能够形成在热冲压成形中的加热时用于抑制Zn及Mg的蒸发的由Ca系氧化被膜形成的阻挡层。为了显现出该阻挡层的功能，热冲压成形后的镀层中的Ca含量必须设定为0.05％以上，优选为0.40％以上。另一方面，在Ca含量过剩的情况下，在热冲压成形前的镀层中优先生成Al₄Ca等金属间化合物，难以以足够的量形成针状Al-Zn-Si-Ca相。因此，Ca含量设定为3.00％以下，优选为2.00％以下，更优选为1.50％以下。

[Fe：20.00～65.00％]

如果在热冲压成形时加热镀覆钢材，则来自钢母材的Fe扩散到镀层中，因此在该镀层中必然含有Fe。Fe与镀层中的Al结合，从而在与钢母材的界面形成主要由含有Fe和Al的金属间化合物构成的界面层，进而在位于该界面层之上的主层中形成含Fe-Al相。如果Fe含量低，由于含Fe-Al相的量减少，所以主层的结构变得容易崩塌。更具体地说，如果Fe含量低，则Zn和Mg含量相对地增加，因此在热冲压成形中的加热时这些元素容易蒸发，其结果是变得容易产生氢侵入。因此，Fe含量设定为20.00％以上，优选为25.00％以上。另一方面，Fe含量设定为65.00％以下，也可以为55.00％以下或50.00％以下。

镀层的化学组成如上所述。进而，镀层可任选地含有Sb：0～0.50％、Pb：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Sn：0～1.00％、Ti：0～1.00％、Sr：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％和Mn：0～1.00％中的1种或2种以上。虽没有特别限定，但从充分发挥构成镀层的上述基本成分的作用及功能的观点出发，这些元素的合计含量优选设定为5.00％以下，更优选设定为2.00％以下。以下，对这些元素进行详细说明。

[Sb：0～0.50％、Pb：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Sn：0～1.00％、Ti：0～1.00％]

Sb、Pb、Cu、Sn和Ti可以被包含在主层中存在的含Mg-Zn相中，如果在规定的含量的范围内，则不会对作为热冲压成形体的性能产生不良影响。但是，在各元素的含量过剩的情况下，在热冲压中的加热时，这些元素的氧化物析出，使热冲压成形体的表面性状恶化，磷酸盐化学转化处理变得不良，涂装后耐腐蚀性恶化。进而，如果Pb和Sn的含量过量，存在耐LME性降低的倾向。因此，Sb和Pb的含量设定为0.50％以下，优选为0.20％以下，Cu、Sn和Ti的含量设定为1.00％以下，优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。另一方面，各元素的含量也可以为0.01％以上。再有，这些元素的含有不是必需的，各元素的含量的下限为0％。

[Sr：0～0.50％]

Sr通过在制造镀层时被包含在镀浴中而能够抑制在该镀浴上形成的顶渣的生成。另外，由于Sr在热冲压的加热时有抑制大气氧化的倾向，因此能够抑制热冲压后的成形体的颜色变化。即使是少量也发挥这些效果，因此Sr含量可以为0.01％以上。另一方面，在Sr含量过剩的情况下，有涂膜膨起及流锈的产生增大、耐腐蚀性恶化的倾向。因此，Sr含量设定为0.50％以下，优选为0.30％以下，更优选为0.10％以下。

[Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Mn：0～1.00％]

Cr、Ni及Mn在镀层与钢母材的界面附近浓集，具有使镀层表面的锌花消失等效果。为了得到这样的效果，Cr、Ni和Mn的含量优选各自设定为0.01％以上。另一方面，这些元素可被包含在界面层中或可被包含在存在于主层中的含Fe-Al相中。但是，在这些元素的含量过剩的情况下，有涂膜膨起及流锈的产生变大、耐腐蚀性恶化的倾向。因此，Cr、Ni和Mn的含量各自设定为1.00％以下，优选为0.50％以下，更优选为0.10％以下。

[剩余部分：Zn及杂质]

在镀层中，上述成分以外的剩余部分由Zn和杂质构成。从防锈的观点出发，Zn是镀层中必需的成分。Zn主要作为含Mg-Zn相存在于镀层的主层中，对提高耐腐蚀性有很大贡献。如果Zn含量低于3.00％，则有时不能维持充分的耐腐蚀性。因此，Zn含量优选为3.00％以上。Zn含量的下限可以为10.00％、15.00％或20.00％。另一方面，如果Zn含量过高，则在热冲压成形中的加热时Zn变得容易蒸发，其结果变得容易产生LME及氢侵入。因此，Zn含量优选为50.00％以下。Zn含量的上限可以设定为45.00％、40.00％或35.00％。进而，由于Zn可以与Al置换，因此少量的Zn可以与含Fe-Al相中的Fe形成固溶体。另外，镀层中的杂质是指由在制造镀层时以原料为代表的制造工序的各种因素而混入的成分，即，不是对镀层有意地添加的成分。在镀层中，作为杂质，可以在不妨碍本发明的效果的范围内以微量含有以上说明的元素以外的元素。

镀层的化学组成通过下述的步骤来确定：在加入了抑制钢母材的腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层，将得到的溶液采用ICP(高频电感耦合等离子体)发光光谱法进行测定。在这种情况下，测定的化学组成是主层和界面层的合计的平均组成。

镀层的厚度例如可以是3～50μm。另外，在钢母材为钢板的情况下，镀层可以设置在该钢板的两面，或者也可以仅设置在单面。镀层的附着量没有特别限定，例如可以为每单面为10～170g/m²。可以将其下限设定为20g/m²或30g/m²，可以将其上限设定为150g/m²或130g/m²。在本发明中，关于镀层的附着量，通过在加入了抑制基体金属的腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层、由酸洗前后的重量变化来确定。

[界面层]

界面层是含有Fe和Al的层，更具体地说，是在热冲压成形中的加热时来自钢母材的Fe扩散到镀层中而与该镀层中的Al结合的层，主要由含有Fe和Al的金属间化合物构成。

[主层]

主层以面积率计包含10.0～90.0％的含Mg-Zn相、5.0％以上且小于30.0％的含Fe-Al相和2.0～25.0％的含Al-Si的氧化物相。主层具有抑制热冲压时的氧化皮产生的效果，并且也有助于热冲压成形体的耐腐蚀性。主层具有含Mg-Zn相和含Fe-Al相混合存在的结构，一般而言，如图2所示的那样，具有在作为基体相的含Mg-Zn相8中存在较少量的岛状的含Fe-Al相9的结构(海岛结构)。另外，参照图2可知，在含Mg-Zn相8中除了存在岛状的含Fe-Al相9之外，还存在较少量的含Al-Si的氧化物相10，特别是块状的含Al-Si的氧化物相10。

[含Mg-Zn相]

在本发明的实施方式中，在热冲压成形后的镀层中，通过以Zn及Mg作为含Mg-Zn相在主层中以面积率10.0～90.0％的量存在的方式来构成，从而能够显著地降低或抑制由热冲压时的加热引起的LME及氢向钢材中的侵入的发生。如果含Mg-Zn相的面积率小于10.0％，则不能充分地获得这样的效果。因此，含Mg-Zn相的面积率设定为10.0％以上，优选为15.0％以上，更优选为25.0％以上。另一方面，含Mg-Zn相的面积率设定为90.0％以下，例如可以为85.0％以下、80.0％以下或75.0％以下。

含Mg-Zn相包含选自MgZn相、Mg₂Zn₃相和MgZn₂相中的至少一种。其中，由于MgZn相、Mg₂Zn₃相和MgZn₂相是金属间化合物，因此据认为各相的Mg和Zn的原子比大致恒定，但是实际上Al、Fe等有时会部分地固溶，因而会有一些变动。因此，在本发明中，在具有Mg和Zn含量的合计为90.0％以上的化学组成的相中，将Mg/Zn的原子比为0.90～1.10的相定义为MgZn相，将Mg/Zn的原子比为0.58～0.74的相定义为Mg₂Zn₃相，将Mg/Zn的原子比为0.43～0.57的相定义为MgZn₂相。特别地，当含Mg-Zn相包含MgZn相和/或Mg₂Zn₃相的情况下，能够抑制热冲压时的LME。为了可靠地获得这样的效果，含Mg-Zn相优选包含Mg含量多的MgZn相，主层中的MgZn相的面积率优选为5.0％以上，更优选为10.0％以上，也可以为30.0％以上或40.0％以上。另外，含Mg-Zn相优选包含MgZn相和Mg₂Zn₃相，主层中的MgZn相和Mg₂Zn₃相的合计的面积率优选为10.0％以上或25.0％以上，也可以为40.0％以上或50.0％以上。另一方面，也可以为85.0％以下、80.0％以下、75.0％以下或70.0％以下。

[含Fe-Al相]

如上所述，主层包含以面积率计5.0％以上且小于30.0％的含Fe-Al相。含Fe-Al相成为在含Mg-Zn相中腐蚀进展时的障碍物，因此通过存在含Fe-Al相，从而能够提高耐腐蚀性。更详细地说，由于含Fe-Al相(Fe-Al-Zn相和FeAl相)在主层中不是作为层状组织而是作为岛状组织存在，因此在具有提高耐腐蚀性的效果的含Mg-Zn相中腐蚀进展的情况下，腐蚀以避开这些岛状的含Fe-Al相的方式以虫蚀状进展。其结果是，据认为：能够延迟含Mg-Zn相的腐蚀的进展。

含Fe-Al相包含Fe-Al-Zn相和FeAl相中的至少一种。在本发明中，含Fe-Al相是指具有Fe、Al及Zn的合计为90.0％以上的化学组成的相，将具有这样的化学组成的含Fe-Al相中的Zn含量为1.0％以上的相定义为Fe-Al-Zn相，将Zn含量小于1.0％的相定义为FeAl相。虽然并无意受任何特定的理论束缚，但据认为：Fe-Al-Zn相和FeAl相不是在镀层与钢母材的界面处从钢母材向镀层中以层状进行生长，而是在热冲压成形中的加热时处于熔融状态的镀层中以球状成核，其以岛状进行生长。

如后文详细说明的那样，通过适当控制热冲压成形前的镀覆钢材的制造条件，从而能够使针状Al-Zn-Si-Ca相分散地而存在于镀层的表面组织中。其结果是，能够抑制热冲压成形中的加热时的Zn及Mg的蒸发。据认为：通过抑制Zn和Mg的蒸发，从而在处于熔融状态的主层内部发生成核，含Fe-Al相以岛状进行生长。如上所述，含Fe-Al相、特别是Fe-Al-Zn相和FeAl相具有岛状的形状，虽然没有特别限定，但长宽比几乎不超过5.0。一般而言，含Fe-Al相具有长宽比为5.0以下、例如4.0以下或3.0以下的岛状形状。长宽比的下限没有特别限定，例如可以为1.0以上、1.2以上或1.5以上。在本发明中，长宽比是指含Fe-Al相(Fe-Al-Zn相和FeAl相)的最长直径(长径)和与其正交的该含Fe-Al相的直径中的最长直径(短径)之比。

如上所说明的那样，如图2所示，含Fe-Al相中含有的FeAl相在镀层与Fe-Al层的界面附近存在较多，而Fe-Al-Zn相在镀层的表面附近存在较多。但是，如果镀层中的含Fe-Al相的含量增多，则当然作为不仅包含Fe-Al-Zn相、而且也包含FeAl相在内的含Fe-Al相整体，存在于镀层的表面附近的量增多。在这种情况下，在热冲压成形中的加热时，大气中的水蒸汽被该含Fe-Al相中的Al还原而产生氢。因此，在本发明的实施方式中，通过将主层中的含Fe-Al相限制在以面积率计小于30.0％的范围内，从而能够减少因该含Fe-Al相而产生的氢的量。其结果是，与单纯控制主层中的含Mg-Zn相的量的情况相比，能够进一步改善热冲压成形体的耐氢侵入性。

另外，通过适当地调整热冲压成形中的加热处理，从而能够控制主层中的Fe-Al-Zn相和FeAl相的含量。在本发明的实施方式中，主层中的Fe-Al-Zn相的面积率优选为5.0％以下，更优选为3.0％以下，最优选为2.0％以下，可以为0％。另外，在本发明的实施方式中，主层中的FeAl相的面积率例如可以为5.0％以上、6.0％以上或8.0％以上，也可以为小于30.0％、20.0％以下或15.0％以下。

[含Al-Si的氧化物相]

如上所述，主层含有面积率为2.0～25.0％的含Al-Si的氧化物相。通过在主层中形成含Al-Si的氧化物相，即将金属Al以氧化物的形态包含在主层中，从而能够减少存在于镀层的主层的表面附近的Al的量，其结果是，能够改善热冲压成形体的化学转化处理性。进而，通过减少存在于主层的表面附近的Al的量，从而也能够减少起因于表面附近的Al而产生的氢的量。其结果是，能够进一步改善热冲压成形体的耐氢侵入性。为了获得这些效果，含Al-Si的氧化物相的面积率必须设定为2.0％以上，优选为3.0％以上，更优选为4.0％以上。

另一方面，如果含Al-Si的氧化物相的面积率超过25.0％，则有时随着主层中的Al成分的减少，热冲压成形体的耐腐蚀性降低。因此，含Al-Si的氧化物相的面积率设定为25.0％以下，例如也可以为20.0％以下或15.0％以下。另外，含Al-Si的氧化物相例如具有1.0μm以上、2.0μm以上或3.0μm以上且15.0μm以下、12.0μm以下或10.0μm以下的粒径。在本发明中，含Al-Si的氧化物相的粒径是指通过使用了扫描型电子显微镜(SEM)观察像及背散射电子衍射像解析(EBSP或EBSD)的图像解析来求出的当量圆直径。

[其它金属间化合物]

主层除了含Mg-Zn相、含Fe-Al相和含Al-Si的氧化物相中所含的那些以外，还可以含有其它金属间化合物。作为该其它金属间化合物，没有特别限定，例如可以举出镀层中所含的含有Si及Ca等元素的金属间化合物，具体而言，Mg₂Si及Al₄Ca等。但是，如果主层中的该其它金属间化合物的面积率过大，则有时不能充分确保上述的含Mg-Zn相、含Fe-Al相和/或含Al-Si的氧化物相。因此，其它金属间化合物的面积率、例如Mg₂Si和Al₄Ca的面积率以合计计优选为10.0％以下，更优选为5.0％以下。

[氧化物层]

在镀层的表面，有时通过镀覆成分的氧化而形成氧化物层。这样的氧化物层有可能降低热冲压后的成形体的化学转化处理性和电沉积涂装性。因此，氧化物层的厚度优选薄，优选例如为1.0μm以下。当在热冲压成形时产生Zn及Mg的蒸发时，形成超过1.0μm的厚的含Mg-Zn的氧化物层。

[Fe-Al层]

在本发明的实施方式中，如图2所示那样，有时在主层6下形成Fe-Al层7。该Fe-Al层主要含有Fe和Al。更具体地说，据认为：Fe-Al层是在上述说明的界面层和位于该界面层之下的扩散层之间例如因在热冲压成形中的较高温度下的加热处理而使相互的层的金属元素进一步扩散而形成的。如果Fe-Al层变得过厚，则镀层、特别是主层中的Al成分变少，是不优选的。因此，Fe-Al层的厚度一般为25.0μm以下，优选为20.0μm以下，更优选为15.0μm以下，最优选为10.0μm以下。

镀层、Fe-Al层及氧化物层的厚度通过下述的步骤来确定：从热冲压成形体切出试验片并进行加工，埋入树脂等中后，进行截面研磨，测定SEM观察图像。另外，如果在SEM的反射电子图像中实施观察，则由于观察时的对比度随金属成分不同而不同，因此能够识别各层，确认各层的厚度。通过在不同的3个以上的视场中进行同样的观察，求出它们的平均值，从而确定镀层、Fe-Al层及氧化物层的厚度。

在本发明中，主层中的各相的面积率以如下的方式来确定。首先，将制作的试样切割成25mm×15mm的大小，由以1500倍的倍率拍摄镀层的任意截面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)和SEM-EDS测绘图像，通过计算机图像处理测定主层中的各相的面积率，任意的5个视场以上(其中，各视场的测定面积设定为400μmm²以上)中的这些测定值的平均被确定为MgZn相、Mg₂Zn₃相、MgZn₂相、FeAl相、Fe-Al-Zn相、含Al-Si的氧化物相以及其它金属间化合物的面积率。另外，含Mg-Zn相的面积率被确定为MgZn相、Mg₂Zn₃相和MgZn₂相的合计的面积率，同样地，含Fe-Al相的面积率被确定为FeAl相和Fe-Al-Zn相的合计的面积率。

＜热冲压成形体的制造方法＞

接着，对本发明的实施方式的热冲压成形体的优选制造方法进行说明。以下的说明意在例示用于制造本发明的实施方式的热冲压成形体的特征性方法，并无意将该热冲压成形体限定于采用以下说明的制造方法制造的产物。

上述制造方法包括：形成钢母材的工序；在上述钢母材形成镀层的工序；以及对形成有镀层的钢母材进行热冲压(热压)成形的工序。以下，对各工序进行详细说明。

[钢母材的形成工序]

在钢母材的形成工序中，例如，首先，制造具有与上文对钢母材所说明的相同的化学组成的钢液，使用制造的钢液采用铸造法来制造板坯。或者，也可以使用制造的钢液采用铸锭法来制造铸锭。接着，对板坯或铸锭进行热轧来制造钢母材(热轧钢板)。根据需要，也可以对热轧钢板进行酸洗，接着对该热轧钢板进行冷轧，将得到的冷轧钢板作为钢母材使用。

[镀层的形成工序]

接着，在镀层的形成工序中，在钢母材的至少单面、优选两面上形成具有规定的化学组成的镀层。

更具体地说，首先，将上述钢母材在N₂-H₂混合气体气氛中以规定的温度及时间、例如750～850℃的温度进行加热还原处理后，在氮气氛等不活泼气氛下冷却至镀浴温度附近。然后，将钢母材在具有规定的化学组成的镀浴中浸渍0.1～60秒后，将其拉起，采用气体擦拭法立即喷射N₂气或空气，从而将镀层的附着量调整在规定的范围内。

镀层的附着量优选为每单面为10～170g/m²。在本工序中，作为镀覆附着的辅助，也可以实施Ni预镀、Sn预镀等预镀。但是，这些预镀会对合金化反应产生变化，因此预镀的附着量优选为每单面2.0g/m²以下。

最后，通过将附着有镀层的钢母材冷却，从而在钢母材的单面或两面形成镀层。在本方法中，在该冷却时在镀层的表面组织中形成以Al、Zn、Si及Ca为主要成分的金属间化合物即针状Al-Zn-Si-Ca相是重要的。图3示出了本发明的热冲压成形体的热冲压成形前的镀层表面的扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)。参照图3可知，在镀层的表面组织中，除了α相11(图3中的枝晶组织)和α/τ共晶相12以外，针状Al-Zn-Si-Ca相13以比较大的量存在。α相是以Al及Zn作为主要成分的组织，另一方面，τ相是以Mg、Zn和Al作为主要成分的组织。

虽然并无意受任何特定的理论束缚，但据认为：图3所示的针状Al-Zn-Si-Ca相13在热冲压成形中的加热的初期作为用于形成Ca系氧化被膜的Ca供给源发挥功能。更具体地说，据认为：通过在热冲压成形前的镀层的表面组织中存在针状Al-Zn-Si-Ca相13，从而在热冲压成形中的加热的初期，从该针状Al-Zn-Si-Ca相13溶出的Ca被大气中的氧优先氧化，在镀层的最表面形成致密的Ca系氧化被膜，更具体地说，形成含有Ca和Mg的氧化被膜。据认为：这样的Ca系氧化被膜作为用于抑制Zn和Mg的蒸发的阻挡层发挥功能。特别地，通过在镀层的表面组织中针状Al-Zn-Si-Ca相13为规定的量、更具体地说以面积率计为2.0％以上，从而有效地发挥作为这样的阻挡层的功能。因此，据认为：能够减少或抑制热冲压时的镀层中的Zn和Mg向外部的蒸发以及氢从外部的侵入。

在本方法中，适当地控制处于液相状态的镀层凝固时的冷却条件，更具体地说将附着有镀层的钢母材以两个阶段冷却，这对于在该镀层的表面组织中以规定的量形成针状Al-Zn-Si-Ca相而言是极其重要的。更详细地说明，冷却速度的具体值可以根据镀层的化学组成等而变化，但为了以规定的量可靠地形成针状Al-Zn-Si-Ca相，首先以14℃/秒以上、优选以15℃/秒以上的平均冷却速度将附着有镀层的钢母材从浴温(一般为500～700℃)冷却至450℃，接着以5.5℃/秒以下、优选5℃/秒以下的平均冷却速度从450℃冷却至350℃是有效的。通过设定为这样的冷却条件、即急冷(骤冷)和缓冷(慢冷却)的两阶段冷却，从而在最初的急冷时产生过饱和的状态而成为针状Al-Zn-Si-Ca相的核容易生成的状态，大量生成该核，在接下来的缓冷时使该核缓慢地生长，从而在镀层的表面组织中形成、特别是分散地形成面积率为2.0％以上的针状Al-Zn-Si-Ca相。其结果是，即使在热冲压中的900℃以上的加热温度的情况下，也能够抑制Zn和Mg的蒸发，能够显著地降低或抑制LME和氢向钢材中的侵入。另一方面，在不进行上述的两阶段冷却的情况下，由于在镀层的表面组织中不能形成针状Al-Zn-Si-Ca相、或者不能以充分的量形成针状Al-Zn-Si-Ca相，因此在热冲压成形中的加热时，镀层中的Zn及Mg的多数蒸发。蒸发的Zn和Mg的一部分作为氧化物沉积在钢母材上，一般而言形成超过1.0μm、例如2.0μm以上或3.0μm以上的厚的含Mg-Zn的氧化物层。其结果是，得到的热冲压成形体的耐LME性及耐氢侵入性大幅降低。在这种情况下，在得到的热冲压成形体中不能形成含Al-Si的氧化物相，其结果是也不能实现所希望的化学转化处理性。另外，虽然生成了针状Al-Zn-Si-Ca相，但在其生成量不一定充分的情况下，对于含Mg-Zn相、含Fe-Al相，有时不能实现所希望的面积率。

如果急冷和缓冷的冷却速度变更点高于约450℃，则针状Al-Zn-Si-Ca相的核有时没有充分生成，另一方面，如果冷却变更点低于约450℃，则有时不能使生成的核充分生长。无论哪种情况下，都难以使针状Al-Zn-Si-Ca相以规定的量、更具体地以面积率为2.0％以上的量存在于镀层的表面组织中。因此，冷却速度变更点如后所述那样，必须从425～475℃的范围中选择，为了可靠地形成2.0％以上的针状Al-Zn-Si-Ca相，优选如上所述那样设定为450℃。

[热冲压(热压)成形工序]

最后，在热冲压(热压)成形工序中，将具有镀层的钢母材热压。本工序通过下述的步骤来实施：将具有镀层的钢母材装入加热炉，到达1000℃后，保持规定的保持时间，接着进行热压。上述保持时间是指到达1000℃后的1000℃以上且1300℃以下的保持时间。该保持时间的具体值可以根据保持温度及镀层的化学组成等而变化，但一般而言为1分钟以上，为了可靠地得到以上说明的具有具备包含含Mg-Zn相、含Fe-Al相及含Al-Si的氧化物相的主层的镀层的本发明的实施方式的热冲压成形体，为1.5分钟以上且2分钟以下或3分钟以下。

实施例

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。

[例A]

在以下的实施例中，在各种条件下制造本发明的实施方式的热冲压成形体，对它们的特性进行了调查。

首先，使用以质量％计C含量为0.20％、Si含量为0.20％、Mn含量为1.30％、P含量为0.01％、S含量为0.005％、sol.Al含量为0.02％、N含量为0.002％、B含量为0.002％、Ti含量为0.02％、Cr含量为0.20％、以及剩余部分为Fe和杂质的钢液，采用连续铸造法制造板坯。接着，对该板坯进行热轧，制造热轧钢板，对该热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，制造具有1.4mm板厚的冷轧钢板(钢母材)。

接着，将制造的钢母材切断为100mm×200mm，接着使用RHESCA CO.,LTD.制造的间歇式热浸镀覆装置对该钢母材实施镀覆。更具体地说，首先，将制造的钢母材在氧浓度20ppm以下的炉内在N₂-5％H₂混合气体气氛中在800℃下进行加热还原处理后，在N₂下冷却至镀浴温+20℃。接着，将钢母材在具有规定的化学组成的镀浴中浸渍约3秒钟后，将其以提升速度20～200mm/秒提升，通过N₂气擦拭将镀层的附着量调整为表1所示的值。接着，通过在表1所示的条件下对附着有镀层的钢母材进行两阶段冷却，从而得到在钢母材的两面形成有镀层的镀覆钢材。需要说明的是，板温使用点焊在钢母材的中心部的热电偶进行测定。

接着，对得到的镀覆钢材应用热冲压。具体而言，热冲压通过下述的步骤来实施：将镀覆钢材装入加热炉，接着加热至900℃或加热至1000℃以上的温度并保持规定的时间后，用具有水冷夹套的模具进行热压。热冲压(HS)时的加热处理条件选择以下的条件X～Z中的任一种。采用模具实施的淬火按照直至马氏体转变开始点(410℃)左右为止成为50℃/秒以上的冷却速度的方式进行控制。

X：在1000℃下保持2分钟

Y：在1250℃下保持1分钟

Z：在900℃下保持1分钟

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实施例和比较例中得到的热冲压成形体中的镀层的化学组成和组织、以及对镀覆钢材进行热冲压成形时的各特性采用下述方法进行调查。将结果示于表1和2。表1及2中，比较例31及32分别涉及以往作为热冲压用镀覆钢材使用的合金化热浸镀锌(Zn-11％Fe)钢板及热浸镀铝(Al-10％Si)钢板，示出对这些钢板进行热冲压成形时的结果。再有，比较例31及32的镀层的化学组成及组织明显与本发明的镀层的化学组成及组织不同，因此省略了关于这些镀层的化学组成及组织的分析。另外，比较例31及32只是进行了市售品的评价，因此这些钢板的制造方法的详细情况不明。另外，虽然在表2中未示出，但含Fe-Al相(Fe-Al-Zn相和FeAl相)具有岛状的形状，在各含Fe-Al相中，长宽比为5.0以下。

[镀层的化学组成]

镀层的化学组成通过下述的步骤来确定：在加入了抑制钢母材的腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层，将得到的溶液采用ICP发光分光法来进行测定。

[Fe-Al层及氧化物层的厚度]

关于Fe-Al层及氧化物层的厚度，从热冲压成形体切出试验片并加工，埋入树脂等后，进行截面研磨，测定SEM观察图像，将不同的3个视场下的这些测定值的平均确定为Fe-Al层及氧化物层的厚度。

[主层中的各相的面积率及组成]

主层中的各相的面积率以如下的方式来确定。首先，将制作的试样切断为25mm×15mm的大小，由以1500倍的倍率拍摄镀层的任意截面的SEM的BSE图像和SEM-EDS测绘图像，通过计算机图像处理测定主层中的各相的面积率，将任意5个视场中的这些测定值的平均确定为MgZn相、Mg₂Zn₃相、MgZn₂相、FeAl相、Fe-Al-Zn相和含Al-Si的氧化物相的面积率。另外，含Mg-Zn相的面积率确定为MgZn相、Mg₂Zn₃相和MgZn₂相的合计的面积率，同样地，含Fe-Al相的面积率确定为FeAl相和Fe-Al-Zn相的合计的面积率。

[含Al-Si的氧化物相的粒径]

以镀层的任意截面作为观察面来采集试样，研磨观察面，采用SEM来观察该观察面，接着，通过图像处理，算出各粒状含Al-Si的氧化物相的当量圆直径，求出它们的平均值，确定为含Al-Si的氧化物相的粒径。

[耐LME性]

耐LME性通过将热冲压成形前的镀覆钢材的试样进行热V弯曲试验来评价。具体地说，将热冲压成形前的镀覆钢材的试样170mm×30mm在加热炉中加热，在试样的温度达到900℃的时刻从炉中取出，使用精密压机实施V弯曲试验。V弯曲的模具形状为V弯曲角度90°以及R＝1、2、3、4、5及10mm，对耐LME性如下所述地评分。将AAA、AA、A及B的评价作为合格。

AAA：即使R为1mm，也未产生LME开裂

AA：R为1mm时产生了LME开裂，但R为2mm时未产生LME开裂

A：R为2mm时产生了LME开裂，但R为3mm时未产生LME开裂

B：R为3mm时产生了LME开裂，但R为4mm时未产生LME开裂

C：R为4mm时产生了LME开裂，但R为5mm时未产生LME开裂

D：R为5mm时产生了LME开裂，但R为10mm时无LME开裂

[化学转化处理性]

热冲压成形体的化学转化处理性的评价以如下所述的方式来进行。首先，热冲压成形体的试样50mm×100mm根据磷酸锌处理(SD5350系统：日本涂料工业编码公司制造的标准)实施，接着，通过SEM观察来测定化学转化处理结晶的被覆率，如下所述地进行评分。将A及B的评价作为合格。

A：被覆率为95％以上

B：被覆率为90％以上且不到95％

C：被覆率为85％以上且不到90％

D：被覆率为不到85％

[耐氢侵入性]

热冲压成形体的耐氢侵入性如下所述地进行。首先，将热冲压成形体的试样保管在液氮中，采用升温脱离法求出侵入热冲压成形体的氢的浓度。具体而言，将试样在具有气相色谱的加热炉中加热，测定直至250℃为止从试样放出的氢量。通过将测定的氢量除以试样的质量，从而求出氢侵入量，如下所述地进行评分。将AAA、AA、A及B的评价作为合格。

AAA：氢侵入量为0.1ppm以下

AA：氢侵入量为大于0.1ppm且0.2ppm以下

A：氢侵入量为大于0.2ppm且0.3ppm以下

B：氢侵入量为大于0.3ppm且0.5ppm以下

C：氢侵入量为大于0.5ppm且0.7ppm以下

D：氢侵入量为0.7ppm以上

参照表1及2，就比较例1而言，据认为：由于镀层中的Si及Ca含量少或不存在，因此在热冲压成形前的镀层的表面组织中没有形成针状Al-Zn-Si-Ca相，在热冲压成形中的加热时没有形成由Ca系氧化被膜形成的阻挡层。其结果是，在上述加热时镀层中的Zn和Mg蒸发而生成超过1.0μm的厚的含Mg-Zn的氧化物层，在主层中没有形成含Mg-Zn相，耐LME性及耐氢侵入性的评价不良。就比较例2和5而言，同样地，由于镀层中的Al、Si和Ca含量少或不存在，因此在热冲压成形中的加热时没有形成阻挡层，耐LME性和耐氢侵入性的评价不良。就比较例4而言，镀层中的Mg含量多，因热冲压时的Mg的蒸发而产生了氢侵入。就比较例15～18而言，由于镀层的冷却不满足规定的两阶段冷却条件，因此在热冲压成形前的镀层的表面组织中没有形成针状Al-Zn-Si-Ca相，在热冲压成形中的加热时镀层中的Zn及Mg蒸发，其结果是耐LME性及耐氢侵入性的评价不良。就比较例19而言，由于镀层中的Si含量过高，所以在热冲压成形前的镀层中优先形成Mg₂Si相(表2中的其它金属间化合物)，没有充分形成针状Al-Zn-Si-Ca相，其结果是耐LME性及耐氢侵入性的评价不良。就比较例20及30而言，由于镀层中的Ca含量或Al含量过高，所以在热冲压成形前的镀层中优先形成Al₄Ca等金属间化合物(表2中的其它金属间化合物)，没有充分形成针状Al-Zn-Si-Ca相，其结果是耐LME性及耐氢侵入性的评价不良。另外，在上述的所有的比较例中，由于没有形成含Al-Si的氧化物相，因此化学转化处理性的评价不良。就使用了现有的合金化热浸镀锌钢板的比较例31而言，虽然耐氢侵入性优异，但耐LME性及化学转化处理性的评价不良。就使用了现有的热浸镀铝钢板的比较例32而言，虽然耐LME性优异，但化学转化处理性及耐氢侵入性的评价不良。

与此相对照，在本发明的所有实施例中，通过适当控制镀层的化学组成、以及镀层中所含的相以及它们的面积率，从而能够得到耐LME性和耐氢侵入性得到改善、进而化学转化处理性也优异的热冲压成形体。再有，由热冲压成形前的镀层表面的SEM的BSE图像(以及根据需要的SEM-EDS测绘图像)可知，在所有的实施例中，在热冲压成形前的镀层的表面组织中，针状Al-Zn-Si-Ca相以面积率2.0％以上存在。

[例B]

在本例中，对镀层的两阶段冷却中的急冷和缓冷之间的冷却速度变更点进行了研究。首先，除了使用与实施例13等类似的用于形成镀层的镀浴(浴温600℃)，进而将冷却速度变更点变为375℃、400℃、425℃、450℃、475℃及500℃，使第一阶段的平均冷却速度为15℃/秒，而且使第二阶段的平均冷却速度为5℃/秒以外，与例A的情况同样地进行操作，得到了在钢母材的两面形成有镀层的镀覆钢材。对所得的镀覆钢材中的镀层的表面组织中的针状Al-Zn-Si-Ca相的面积率进行了调查。将其结果示于图4。

参照图4可知，在冷却速度变更点为400℃的情况下，针状Al-Zn-Si-Ca相的面积率为1.9％，不能确保2.0％以上，但是在冷却速度变更点为425℃、450℃及475℃的情况下，能够形成2.0％以上的针状Al-Zn-Si-Ca相，特别是在冷却速度变更点为450℃的情况下，能够实现最高的针状Al-Zn-Si-Ca相的面积率。

附图标记的说明

1 镀层

2 氧化物层

3 扩散层

4 钢母材

5 界面层

6 主层

7 Fe-Al层

8 含Mg-Zn相

9 含Fe-Al相

9a FeAl相

10 含Al-Si的氧化物相

11 α相

12 α/τ共晶相

13 针状Al-Zn-Si-Ca相。

Claims

1.一种热冲压成形体，其是具备钢母材和形成于所述钢母材的表面的镀层的热冲压成形体，所述镀层的化学组成以质量％计为：

Al：15.00～55.00％、

Mg：4.50～12.00％、

Si：0.05～3.00％、

Ca：0.05～3.00％、

Fe：20.00～65.00％、

Sb：0～0.50％、

Pb：0～0.50％、

Cu：0～1.00％、

Sn：0～1.00％、

Ti：0～1.00％、

Sr：0～0.50％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Mn：0～1.00％，及

剩余部分：Zn及杂质，

所述含Fe-Al相包含FeAl相和Fe-Al-Zn相中的至少一种。

2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其中，所述镀层的化学组成以质量％计包含Al：25.00～35.00％和Mg：6.00～10.00％。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体，其中，所述含Mg-Zn相包含MgZn相，所述主层中的MgZn相的面积率为30.0％以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成形体，其中，所述含Mg-Zn相包含MgZn相和Mg₂Zn₃相，所述主层中的MgZn相和Mg₂Zn₃相的合计的面积率为40.0～85.0％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的热冲压成形体，其中，所述含Fe-Al相包含FeAl相，所述主层中的FeAl相的面积率为5.0～20.0％。