TW201837208A - 熱沖壓成形體 - Google Patents

Abstract

一種熱沖壓成形體，是具備母材(10)及形成於母材(10)的表面的鍍膜層(20)，鍍膜層(20)，是從母材(10)側依序，包含界面層(21)、中間層(22)及氧化物層(23)，界面層(21)，是包含組織是從α Fe、Fe₃Al及FeAl所選擇的1種以上的Fe-Al合金，且，Fe-Al合金的合計面積率是99%以上，前述中間層(22)，是包含從Fe(Al、Zn)₂、Fe₂(Al、Zn)₅及Fe(Al、Zn)₃所選擇的1種以上的Fe-Al-Zn相，且，Fe-Al-Zn相的合計面積率是50%以上，平均組成的質量%是包含Al：30~50%、及Zn：15~30%，氧化物層(23)的平均膜厚是3.0μm以下，且，Mg含有量是0.05~0.50g/m²。

Description

熱沖壓成形體

本發明，是有關於熱沖壓成形體。

汽車等所使用的構造構件(成形體)，是為了提高強度及尺寸精度，而藉由熱沖壓(熱模壓)被製造。將成形體藉由熱沖壓製造時，是將鋼板加熱至Ac₃點以上，由模具進行沖壓加工且急冷。即，在該製造中，將沖壓加工及硬化同時進行。依據熱沖壓的話，尺寸精度較高，且，可以製造高強度的成形體。

另一方面，藉由熱沖壓被製造的成形體，因為是由高溫被加工，所以會在表面形成銹皮。因此，藉由使用鍍膜鋼板作為熱沖壓用鋼板，來抑制銹皮的形成，進一步提高耐腐蝕性的技術已被提案(專利文獻1~3參照)。

例如，在專利文獻1中已揭示形成有Zn鍍膜層的熱間沖壓用鋼板。且，在專利文獻2中已揭示形成有Al鍍膜層的高強度汽車構件用鋁鍍膜鋼板。進一步，在專利文獻3中已揭示，在Zn鍍膜鋼板的鍍膜層中添加Mn 等的各種元素的熱間沖壓用Zn系鍍膜鋼材。

[習知技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2003-73774號公報

[專利文獻2]日本特開2003-49256號公報

[專利文獻3]日本特開2005-113233號公報

在專利文獻1的技術中，在熱沖壓後因為Zn會殘存於鋼材表層，所以可以期待高防蝕作用。但是，因為Zn是在熔融的狀態下使鋼板被加工，所以熔融Zn會侵入鋼板，在鋼材內部有可能發生破裂。此破裂，是被稱為液體金屬脆化破裂(Liquid Metal Embrittlement，以下也稱為「LME」)。且，LME，會使鋼板的疲勞特性劣化。

又，在現狀中，為了迴避LME的發生，有必要適宜地控制鋼板加工時的加熱條件。具體而言採用，使熔融Zn的全部在鋼板中擴散，直到成為Fe-Zn固溶體為止加熱的方法等。但是，對於這些的方法，需要長時間的加熱，其結果，具有生產性下降的問題。

且在專利文獻2的技術中，在鍍膜層因為使用融點比Zn高的Al，如專利文獻1的熔融金屬侵入鋼板 的可能性較低。因此可預測，可獲得優異的疲勞特性，進一步熱沖壓後的成形體的疲勞特性優異。但是，在形成有Al鍍膜層的鋼材中，在汽車用構件的塗裝前進行的磷酸鹽處理時，具有形成磷酸鹽皮膜困難的問題。換言之，依據該鋼材會有無法充分地獲得磷酸鹽處理性，而具有塗裝後耐腐蝕性下降的擔心。

進一步，在專利文獻3的技術中，雖將熱沖壓後的最表層(氧化物皮膜)改質，提高點焊性，但是依據添加的元素，LME還是會發生，有可能無法充分地獲得熱沖壓鋼材的疲勞特性。且，依據添加的元素，不只該鋼材的疲勞特性，磷酸鹽處理性也有可能下降。

本發明，是為了解決上述的問題點，其目的是提供一種疲勞特性、點焊性、及塗裝後耐腐蝕性優異的熱沖壓成形體。

本發明，是為了解決上述課題者，而實質作成下述的熱沖壓成形體。

(1)一種熱沖壓成形體，是具備母材及形成於該母材的表面的鍍膜層，前述鍍膜層，是從前述母材側依序，包含界面層、中間層及氧化物層，前述界面層，是包含組織是從α Fe、Fe₃Al及FeAl所選擇的1種以上的Fe-Al合金，且，前述Fe-Al合金的合計面積率是90%以上，前述中間層，是包含從Fe(Al、Zn)₂、Fe₂(Al、Zn)₅及 Fe(Al、Zn)₃所選擇的1種以上的Fe-Al-Zn相，且，前述Fe-Al-Zn相的合計面積率是50%以上，前述中間層的平均組成的質量%，是包含Al：30~50%、及Zn：15~30%，前述氧化物層，是平均膜厚是3.0μm以下，且，Mg含有量是0.05~1.00g/m²。

(2)如上述(1)的熱沖壓成形體，其中，上述界面層的平均膜厚是1.0μm以上。

(3)如上述(1)或是(2)的熱沖壓成形體，其中，上述鍍膜層中的Al及Zn的合計含有量是20~100g/m²。

(4)如上述(1)至(3)項中任一項的熱沖壓成形體，其中，前述中間層的前述Fe-Al-Zn相的合計面積率是90%以上。

(5)如上述(1)至(3)項中任一項的熱沖壓成形體，其中，上述鍍膜層的質量%，進一步包含0.1~15%的Si，前述中間層，是進一步包含從Fe₃(Al、Si)及Fe(Al、Si)所選擇的1種或是2種的Fe-Al-Si相，且，前述Fe-Al-Zn相及前述Fe-Al-Si相的合計面積率是90%以上。

依據本發明的話，可以獲得疲勞特性、點焊性、及塗裝後耐腐蝕性優異的熱沖壓成形體。

1‧‧‧熱沖壓成形體

10‧‧‧母材

20‧‧‧鍍膜層

21‧‧‧界面層

22‧‧‧中間層

23‧‧‧氧化物層

[第1圖]說明本發明的一實施例的熱沖壓成形體的構造用的圖。

[第2圖]將本發明的一實施例的熱沖壓成形體的剖面進行SEM觀察的畫像的一例。

本發明人等檢討了，兼容：熱沖壓成形時的耐LME性、及熱沖壓成形體的點焊性及塗裝後耐腐蝕性的方法。

首先，本發明人等，是對於提高成形體的塗裝後耐腐蝕性的方法進行了檢討。其結果發現，藉由在成形體所具有的鍍膜層中含有Mg，可以提高耐腐蝕性。但是也了解，在鍍膜層中製造含有Mg的成形體的情況，在熱沖壓成形時容易產生LME，疲勞特性會劣化。且，鍍膜層中的Mg含有量過剩的話，點焊性也會下降。

因此，本發明人等專心檢討，不會使疲勞特性及點焊性劣化，可提高耐腐蝕性的方法。其結果，藉由鍍膜層是包含以母材側的Fe-Al合金作為主體的層、及表層側的氧化物的層、及位於其中間的層的構造，並且在形成於表層的氧化物的層中將適切的量的Mg濃化，而可以平衡佳地確保上述的全部的特性。

本發明是依據上述的知識。以下，對於本發 明的各要件詳細說明。

(A)整體構成

第1圖，是說明本發明的一實施例的熱沖壓成形體的構造用的圖。且，第2圖，是將本發明的一實施例的熱沖壓成形體的剖面進行SEM觀察的畫像的一例。如第1及2圖所示，本發明的一實施例的熱沖壓成形體1，是具備母材10及形成於母材10的表面的鍍膜層20。

(B)母材

本實施例的熱沖壓成形體的課題也就是疲勞特性、點焊性、及塗裝後耐腐蝕性的改善，是藉由鍍膜層的構成而被實現。因此，本實施例的熱沖壓成形體的母材並無特別限定。但是，母材的成分是以下說明的範圍內的情況，除了疲勞特性、點焊性、及塗裝後耐腐蝕性以外，也可獲得具有最佳的機械特性的成形體。

各元素的限定理由是如下述。又，在以下的說明對於含有量的「%」，是「質量%」意思。

C：0.05~0.4%

碳(C)，是將熱沖壓成形體的強度提高的元素。C含有量太少的話，無法獲得上述效果。另一方面，C含有量過剩的話，鋼材的韌性會下降。因此，C含有量是設成0.05~0.4%。C含有量是0.10%以上較佳，0.13%以上更 佳。且，C含有量是0.35%以下較佳。

Si：0.5%以下

矽(Si)，是不可避地被包含，具有將鋼脫酸的作用的元素。但是，Si含有量過剩的話，在熱沖壓的加熱中鋼中的Si會擴散，在鋼板表面會形成氧化物，使磷酸鹽處理性下降。Si，進一步是將鋼板的Ac₃點上昇的元素，Ac₃點上昇的話，熱沖壓時的加熱溫度有可能超越Zn鍍膜的蒸發溫度。因此，Si含有量是設成0.5%以下。Si含有量是0.3%以下較佳，0.2%以下更佳。若從上述製品性能的觀點，Si含有量的下限值是無限制，但是因為是以上述的脫酸作為目的被使用，所以實質上，下限值是存在。依據欲求得的脫酸層級，通常是0.05%。

Mn：0.5~2.5%

錳(Mn)，是提高硬化性，將熱沖壓後的鋼材的強度提高的元素。Mn含有量太少的話，無法獲得此效果。另一方面，Mn含有量過剩的話，此效果會飽和。因此，Mn含有量是設成0.5~2.5%。Mn含有量是0.6%以上較佳，0.7%以上更佳。且，Mn含有量是2.4%以下較佳，2.3%以下更佳。

P：0.03%以下

磷(P)，是被包含於鋼中的不純物。P會在結晶粒 界偏析使鋼的韌性下降，使耐遲延破壞性下降。因此，P含有量是設成0.03%以下。P含有量是儘可能減少較佳。

S：0.01%以下

硫黃(S)，是被包含於鋼中的不純物。S會形成硫化物使鋼的韌性下降，使耐遲延破壞性下降。因此，S含有量是設成0.01%以下。S含有量是儘可能減少較佳。

sol.Al：0.1%以下

鋁(Al)，一般是在鋼的脫酸目的被使用，不可避地被含有的元素。但是，Al含有量過剩的話，脫酸雖充分地進行，但是鋼板的Ac₃點會上昇，熱沖壓時的加熱溫度有可能超過Zn鍍膜的蒸發溫度。因此，Al含有量是設成0.1%以下。Al含有量是0.05%以下較佳。為了獲得上述的效果，Al含有量是0.01%以上較佳。又，在本說明書中，Al含有量，是sol.Al(酸可溶Al)的含有量的意思。

N：0.01%以下

氮(N)，是在鋼中不可避地被包含的不純物。N會形成氮化物使鋼的韌性下降。N是進一步在鋼中含有B的情況，會與B結合使固溶B量減少，進一步使硬化性下降。因此，N含有量是設成0.01%以下。N含有量是儘可能減少較佳。

B：0~0.005%

硼(B)，是因為具有提高鋼的硬化性，將熱沖壓後的鋼材的強度提高的效果，所以依據需要含有也可以。但是，B含有量過剩的話，此效果會飽和。因此，B含有量是設成0.005%以下。為了獲得上述的效果，B含有量是0.0001%以上較佳。

Ti：0~0.1%

鈦(Ti)，是與N結合而形成氮化物。如此Ti及N結合的情況時，B及N的結合被抑制，可以抑制由BN形成所導致的硬化性的下降。因此，依據需要含有Ti也可以。但是，Ti含有量過剩的話，上述效果會飽和，進一步，Ti氮化物過剩地被析出，鋼的韌性會下降。因此，Ti含有量是設成0.1%以下。又，Ti是藉由其銷固定效果，將熱沖壓加熱時的奧氏體粒徑微細化，藉此將鋼材的韌性等提高。為了獲得上述的效果，Ti含有量是0.01%以上較佳。

Cr：0~0.5%

鉻(Cr)，因為是具有將鋼的硬化性提高的效果，所以依據需要含有也可以。但是，Cr含有量過剩的話，會形成Cr碳化物。此Cr碳化物，是在熱沖壓的加熱時因為溶解困難，所以奧氏體化進行困難，硬化性會下降。因此，Cr含有量是設成0.5%以下。為了獲得上述的效果， Cr含有量是0.1%以上較佳。

Mo：0~0.5%

鉬(Mo)，因為是具有將鋼的硬化性提高的效果，所以依據需要含有也可以。但是，Mo含有量過剩的話，上述效果會飽和。因此，Mo含有量是設成0.5%以下。為了獲得上述的效果，Mo含有量是0.05%以上較佳。

Nb：0~0.1%

鈮(Nb)，因為會形成碳化物，具有在熱沖壓時將結晶粒微細化，將鋼的韌性提高的效果，所以依據需要含有也可以。但是，Nb含有量過剩的話，上述效果不只會飽和，硬化性也會下降。因此，Nb含有量是設成0.1%以下。為了獲得上述的效果，Nb含有量是0.02%以上較佳。

Ni：0~1.0%

鎳(Ni)，是具有將鋼的韌性提高的效果。Ni，是進一步，在熱沖壓中的加熱時，抑制由熔融Zn的存在所起因的脆化。因此，依據需要含有Ni也可以。但是，Ni含有量過剩的話，這些的效果會飽和。因此，Ni含有量是設成1.0%以下。為了獲得上述的效果，Ni含有量是0.1%以上較佳。

在構成本實施例的熱沖壓成形體的母材的化 學組成中，殘部是Fe及不純物。在此，不純物，是指在將鋼材工業的製造時，在作為原料的鑛石或是廢料所包含的成分，或是在製造環境等被混入的成分，非被刻意地加上的成分的意思。

(C)鍍膜層

如第1圖所示，本實施例中的鍍膜層20，是從母材10側依序，包含界面層21、中間層22及氧化物層23。對於各層詳細說明。又，在本說明書中，平均膜厚，是成為對象的層(膜)的最大膜厚及最小膜厚的平均值的意思。

界面層21，是鄰接於母材10地形成，由以Fe-Al合金作為主體的組織所構成。又，在本發明中，Fe-Al合金，是α Fe、Fe₃Al及FeAl的總稱。即，界面層21，是包含組織是從α Fe、Fe₃Al及FeAl所選擇的1種以上。且，Fe-Al合金是主體，是指Fe-Al合金的合計面積率是90%以上的意思。Fe-Al合金的合計面積率是95%以上較佳，99%以上更佳。

界面層21中的Al含有量的質量%是30%以下，Al含有量是隨著接近母材10而下降。藉由界面層21是鄰接於母材10地形成，就可以抑制LME。且，在Fe-Al合金中，因為Zn或是Si等也有固溶的情況，所以在界面層21中，包含Zn：10%以下，Si：10%以下也可以。

為了提高起因於耐LME性的疲勞特性等，界面層21的平均膜厚是1.0μm以上較佳，2.0μm以上更佳。界面層21的平均膜厚的下限，是5.0μm、6.0μm、或是7.0μm進一步較佳。

雖不需要限定界面層的平均膜厚的上限值，但是平均膜厚是超過15.0μm的界面層21，因為具有耐腐蝕性等的性能下降的情況，所以不佳。因此，界面層21的平均膜厚是15.0μm以下較佳。界面層21的平均膜厚的上限，是12.0μm、11.0μm、或是10.0μm更佳。

中間層22，是由以Fe-Al-Zn相作為主體的組織所構成。又，在本發明中，Fe-Al-Zn相，是Fe(Al、Zn)₂、Fe₂(Al、Zn)₅及Fe(Al、Zn)₃的總稱。即，中間層22，是包含組織是從Fe(Al、Zn)₂、Fe₂(Al、Zn)₅及Fe(Al、Zn)₃所選擇的1種以上。且，Fe-Al-Zn相是主體，是指Fe-Al-Zn相的合計面積率是50%以上的意思。又，在鍍膜層中不含Si的情況時，Fe-Al-Zn相的合計面積率，是90%以上較佳，95%以上更佳，99%以上進一步較佳。

另一方面，如後述，在鍍膜層中藉由包含Si，就可以提高母材及鍍膜層的密合性。在此情況下，中間層22，是進一步包含Fe-Al-Si相。Fe-Al-Si相，是Fe₃(Al、Si)及Fe(Al、Si)的總稱。即，中間層22，是進一步包含從Fe₃(Al、Si)及Fe(Al、Si)所選擇的1種或是2種。此情況，Fe-Al-Zn相及Fe-Al-Si相的合計面積率，是 90%以上較佳，95%以上更佳，99%以上進一步較佳。

且中間層22的質量%，具有包含Al：30~50%、及Zn：15~30%的平均組成。

藉由將中間層22中的Al含有量設成30%以上，就可以抑制LME並提高疲勞特性。且，藉由將Al含有量設成50%以下，就可以確保優異的磷酸鹽處理性，塗裝後耐腐蝕性提高。Al含有量是32%以上較佳，35%以上更佳。且，Al含有量是48%以下較佳，45%以下更佳。

藉由將中間層22中的Zn含有量設成15%以上，就可以確保優異的磷酸鹽處理性，可以達成塗裝後耐腐蝕性的提高。且，藉由將Zn含有量設成30%以下，就可以抑制LME並提高疲勞特性。Zn含有量是17%以上較佳，20%以上更佳。且，Zn含有量是28%以下較佳，25%以下更佳。

進一步，藉由減少中間層22中的Mg含有量，就可提高耐LME性。因此，Mg含有量是1.0%以下較佳。且，中間層22是包含Fe-Al-Si相的情況時，在中間層22中包含Si：25%以下也可以。

對於中間層的膜厚無特別限制。但是，中間層的膜厚小的情況，成形體的耐腐蝕性的性能因為會下降，所以中間層的膜厚為5.0μm以上較佳。且，中間層的膜厚太大的話，製造成本變高，進一步具有熱沖壓時的加熱時間變長的擔心。因此，中間層的膜厚是30.0μm以下較佳。

氧化物層23，是Zn為主體的氧化物層，包含Mg。在此，Zn為主體的氧化物層，具體而言，是指被包含於氧化物中的金屬成分的50質量%以上為Zn的意思。藉由氧化物層23的存在，磷酸鹽處理性可提高。但是，氧化物層23太厚的話，因為對於成形體的耐腐蝕性及焊接性等會造成不良影響，所以氧化物層23的平均膜厚是設成3.0μm以下。為了提高熱沖壓成形體的點焊性及塗裝後耐腐蝕性等的性能，氧化物層23的平均膜厚是2.0μm以下較佳。

在氧化物層23中藉由含有Mg，可以提高塗裝後耐腐蝕性。為了獲得此效果，氧化物層23中的Mg含有量是設成0.05g/m²以上。但是，Mg氧化物因為電阻較高，所以其含有量增加的話，點焊性會下降。為了確保點焊性，Mg含有量有必要設成1.00g/m²以下。

在熱沖壓成形體的氧化物中因為含有Mg，所以在熱沖壓前的鍍膜層中含有Mg也可以，在鍍膜鋼板上由塗裝等的形態生成含有Mg的皮膜也可以。

Cr、Ca、Sr、Ti等，因為是與Mg同樣地容易被氧化，所以在成形體的表層作為氧化物被濃化。因此，在氧化物層23中包含這些的元素也可以。但是，因為這些的氧化物也與Mg同樣地電阻較高，所以過剩地濃化的話，熱沖壓成形體的焊接性有可能會惡化。因此，氧化物層23中的Mg、Cr、Ca、Sr及Ti的合計含有量，是2.0g/m²以下較佳。

且鍍膜層20中的Al及Zn的合計含有量是20~100g/m²較佳。藉由將Al及Zn的合計含有量，設成20g/m²以上，就可以獲得在母材10的表面設有鍍膜層20所產生的效果。另一方面，藉由將上述的合計含有量設成100g/m²以下，就可以抑制熱沖壓成形體的原材料費達成製造成本削減，可以擔保熱沖壓成形體的焊接性。上述的合計含有量是30g/m²以上較佳，90g/m²以下較佳。

鍍膜層20的質量%，進一步包含0.1~15%的Si較佳。藉由將鍍膜層中的Si含有量設成0.1%以上，就可以提高母材及鍍膜層的密合性。另一方面，藉由將上述Si含有量設成15%以下，就可以擔保熱沖壓成形體的耐腐蝕性及焊接性等的性能。上述Si含有量是0.3%以上較佳，10%以下較佳。

且對於鍍膜層20整體的膜厚無特別限制，但是若從確保耐腐蝕性的觀點的話，超過6.0μm較佳，另一方面，若從經濟性的觀點的話，48.0μm以下較佳。

在此，在本發明中，對於界面層、中間層及氧化物層的組織、平均組成及厚度以及鍍膜層的化學組成，是藉由以下的方法求得者。

首先，將成形體與表面垂直地切斷，將剖面研磨。且，在此剖面將界面層及中間層的各領域中的各元素的濃度，由電子束微分析器(EPMA)分析。此時，從各層的膜厚中心在膜厚方向為上下25%以上，在寬度方向為20μm以上的領域，進行圖譜分析，使用其平均組 成。由此，測量界面層的Al及Zn的含有量、以及中間層的Al、Zn及Mg的含有量。

且鍍膜層整體中的平均Si含有量，是藉由以下的方法求得。首先，藉由EPMA，從母材側朝向鍍膜層的表面側由0.2μm間距進行線分析。且，藉由求得鍍膜層中的測量結果的平均值，作成鍍膜層整體中的平均組成。從母材側至鍍膜層的表面側為止連續地測量時，將Fe濃度比母材的平均組成更低處作為鍍膜層的一方的端部，被包含於氧化物層的金屬成分之中Zn濃度成為未滿50質量%處作為鍍膜層的另一方的端部，將其間的領域作成鍍膜層。且，線分析是在5處以上進行，採用其平均值。

被包含於鍍膜層的Al及Zn的合計含有量，是藉由將熱沖壓成形體由鹽酸溶分解，將溶解液進行誘導結合等離子發光分光分析(ICP分析)而可測量。藉由使用此方法，可將Al及Zn的量個別求得。

將熱沖壓加熱前的鍍膜鋼材溶解時，為了只有將鍍膜層溶解，一般是將抑制母材的Fe的溶解的抑製劑添加於鹽酸。但是，熱沖壓成形體的鍍膜層因為含有Fe，所以在上述方法中，熱沖壓成形體的鍍膜層無法充分地溶解。

因此，將成形體的鍍膜中Al及Zn量以ICP分析求得時，是使用未添加抑製劑的鹽酸，由40~50℃的液溫將鍍膜層溶解的方法較適合。且，在溶解後為了確 認Al或是Zn的鍍膜成分的溶解是否殘留，將溶解後的熱沖壓成形體的表面由EPMA組成分析較佳。上述的分析，必需在成形體的未被加工的領域被實施。

且被包含於氧化物層的Mg、Cr、Ca、Sr及Ti的含有量，是藉由將熱沖壓成形體由重鉻酸銨溶液溶分解，將溶解液ICP分析來進行測量。藉由使用上述溶解液，可只有將氧化物層溶解。藉由使用此方法，可個別求得Mg、Cr、Ca、Sr及Ti的含有量。

進一步，界面層及中間層的組織，是藉由由TEM所產生的結晶構造解析而獲得。進一步，界面層、中間層及氧化物層的厚度，是藉由將上述的剖面的照片由SEM攝影，將此顯微鏡照片畫像解析而獲得。

又，本實施例的成形體的鍍膜層的構成，是實質上和沿著與成形體的表面平行的方向不一樣。尤其是，界面層、中間層及氧化物層的厚度，是在未被加工的領域及加工領域多相異。因此，上述的分析，必需在成形體的未被加工的領域被實施。未被加工領域中的鍍膜層的狀態是上述的範圍內的成形體的話，就認定為本實施例的成形體。

(D)製造方法

本實施例的熱沖壓成形體的製造方法，是包含：將熱沖壓用鍍膜鋼材製造的過程、及對於熱沖壓用鍍膜鋼材進行熱沖壓的過程。且，在將上述的熱沖壓用鍍膜鋼材製造 的過程中，包含：將熱沖壓用鍍膜鋼材的母材製造的過程、及在熱沖壓用鍍膜鋼材的母材形成Al-Zn鍍膜層的過程。進一步，在熱沖壓的過程之前，依據需要，進行防鏽油膜形成過程及遮蔽加工過程也可以。以下，對於各過程詳述。

[母材製造過程]

在母材製造過程中，將熱沖壓用鍍膜鋼材的母材製造。例如，製造具有與如上所例示的本實施例的熱沖壓成形體的母材的化學組成相同化學組成的熔鋼。且，使用此熔鋼，藉由鑄造法製造厚板，或是藉由造塊法製造塊。

接著，藉由將厚板或是塊熱間壓延，就可獲得熱沖壓用鍍膜鋼材的母材(熱延板)。又，將對於上述熱延板進行酸洗處理，對於酸洗處理後的熱延板進行冷壓延而獲得的冷延板作為熱沖壓用鍍膜鋼材的母材也可以。

[鍍膜處理過程]

在鍍膜處理過程中，在上述熱沖壓用鍍膜鋼材的母材形成Al-Zn-Mg鍍膜層，將熱沖壓用鍍膜鋼材製造。Al-Zn-Mg鍍膜層的形成方法，是熔融鍍膜處理也可以，溶射鍍膜處理、蒸鍍鍍膜處理等其他的任何的處理也可以。為了提高母材及鍍膜層的密合性，在鍍膜層含有Si較佳。

由熔融鍍膜處理所產生的Al-Zn-Mg鍍膜層的形成例，是如以下。即，將母材，浸漬於由Al、Zn、Mg 及不純物所構成的熔融鍍膜浴，在母材表面附著鍍膜層。接著，將附著了鍍膜層的母材從鍍膜浴拉起。

又，如上述，對於熱沖壓成形體，鍍膜層中的Al及Zn的合計含有量是20~100g/m²較佳。為了確保此合計含有量，在本過程中，重要的是，將母材從鍍膜浴拉起時的鍍膜層中的Al及Zn的合計含有量，是20~100g/m²。

在本過程中，藉由適宜調整來自鍍膜浴的鋼板的拉起速度、擦洗的氣體的流量，可調整鍍膜層中的Al及Zn的合計含有量。

且如上述，在熱沖壓成形體的鍍膜層中，中間層的質量%包含30~50%的Al、及15~30%的Zn。對於此Al及Zn的含有量，主要是在本過程(鍍膜處理過程)可以控制。具體而言，藉由將本過程中的鍍膜浴中的Al含有量設成40~60%，並且將Zn含有量設成40~60%，就可以將熱沖壓成形體中的Al及Zn的含有量設成上述的範圍。

且藉由熔融鍍膜處理形成Al-Zn-Mg鍍膜層的情況時，鍍膜浴中的Mg含有量是0.5~2.0%較佳，1.0~1.5%更佳。雖依據鍍膜鋼板的附著量，但是鍍膜浴的Mg濃度較高的話，因為在鍍膜中含有的Mg量會增加，所以會擔心被包含於成形品的表層氧化物的Mg量的增加，焊接性的下降。且，也擔心藉由在中間層Mg殘存超過1.0%，使耐LME性的下降。另一方面，鍍膜浴的Mg濃 度較低的話，被包含於成形品的表層氧化物的Mg量會下降，擔心無法獲得充分的塗裝後耐腐蝕性。

使用不含Mg的熔融鍍膜浴的情況時，在鍍膜層的進一步上層藉由塗抹機塗抹含有Mg氧化物的處理液，藉由在烤箱烘烤乾燥，將Mg塗裝也可以。進行Mg塗裝的情況時，將塗抹的Mg含有量設成0.050~1.00g/m²較佳。

[熱沖壓過程]

在熱沖壓過程中，在上述的熱沖壓用鍍膜鋼材進行熱沖壓。通常的熱沖壓，是藉由將鋼材加熱至熱沖壓溫度範圍(熱加工溫度範圍)為止，接著將鋼材熱加工，進一步將鋼材冷卻來進行。依據通常的熱沖壓技術的話，為了將製造時間短縮，是將鋼材的加熱速度儘可能加大。且，將鋼材加熱至熱沖壓溫度範圍為止的話鍍膜層的合金化因為已充分地被進行，所以通常的熱沖壓技術，未重視鋼材的加熱條件的控制。

但是在將本實施例的熱沖壓成形體製造用的熱沖壓過程中，對於熱沖壓用鍍膜鋼材，在施加了合金化加熱處理之後，加熱至熱沖壓溫度(硬化加熱溫度)為止，進行熱加工及冷卻。將熱沖壓用鍍膜鋼材昇溫至熱沖壓溫度時，藉由在規定的溫度域進行一定時間保持的合金化加熱處理，就可形成具有上述的構成的鍍膜層。

在熱沖壓過程中，首先，將熱沖壓用鍍膜鋼 材裝入加熱爐(氣體爐、電爐、紅外線爐等)。在加熱爐內，將熱沖壓用鍍膜鋼材加熱至500~750℃的溫度範圍為止，在此溫度範圍內進行保持10~450s的合金化加熱處理。藉由進行合金化加熱處理，在鍍膜層中母材的Fe會擴散，進行合金化。藉由此合金化，鍍膜層，是變化成從母材側依序，包含界面層、中間層及氧化物層。又，合金化加熱溫度沒有必要是一定，在500~750℃的範圍內變動也可以。

合金化加熱溫度是未滿500℃的話，鍍膜層合金化的速度是非常小，因為加熱時間會極端延伸，所以若從生產性的觀點不佳，且中間層的形成有可能不充分。另一方面，合金化加熱溫度是超過750℃的話，由此處理過程中氧化物層的成長是過剩地被促進，熱沖壓成形體的焊接性會下降。

且合金化加熱時間是未滿10s的話，鍍膜層的合金化因為未完成，所以無法獲得具有上述的界面層、中間層及氧化層的鍍膜層。另一方面，合金化加熱時間是超過450s的話，氧化物的成長量會過剩，且，導致生產性的下降。

將熱沖壓用鍍膜鋼材，加熱至上述的合金化加熱溫度為止時的加熱條件無特別限定。但是，若從生產性的觀點，加熱時間較短較佳。

合金化加熱處理終了之後，至Ac₃點~950℃的溫度範圍為止將熱沖壓用鍍膜鋼材加熱，接著進行熱加 工。此時，將熱沖壓用鍍膜鋼材溫度在Ac₃點~950℃的溫度範圍(氧化溫度範圍)內的時間限制於60s以下。熱沖壓用鍍膜鋼材溫度在氧化溫度範圍內的話，鍍膜層的表層的氧化層會成長。熱沖壓用鍍膜鋼材溫度在氧化溫度範圍內的時間是超過60s的話，氧化物皮膜是過度成長，而擔心成形體的焊接性的下降。另一方面，氧化物披膜的生成速度因為是非常地快，所以熱沖壓用鍍膜鋼材溫度在氧化溫度範圍內的時間的下限值是超過0s。但是，熱沖壓用鍍膜鋼材的加熱是在100%氮氣氛等的非氧化氣氛下進行的場合，因為不會形成氧化層，所以熱沖壓用鍍膜鋼材的加熱是在大氣氣氛等的氧化氣氛進行。

熱沖壓用鍍膜鋼材溫度在氧化溫度範圍內的時間只要是60s以下，加熱速度及最高加熱溫度等的條件不特別限定，可以選擇可進行熱沖壓的各種的條件。

接著，將從加熱爐被取出的熱沖壓用鍍膜鋼材，使用模具沖壓成形。在本過程中，與此沖壓成形同時，藉由模具將該鋼材硬化。在模具內使冷卻媒體(例如水)循環，由模具促進熱沖壓用鍍膜鋼材的拔熱，進行硬化。藉由以上的過程，可以製造熱沖壓成形體。

又，雖說明了使用加熱爐將熱沖壓用鍍膜鋼材加熱的方法的例，但是藉由通電加熱將熱沖壓用鍍膜鋼材加熱也可以。此情況，也藉由通電加熱將鋼材規定時間加熱，使用模具進行該鋼材的沖壓成形。

[防鏽油膜形成過程]

防鏽油膜形成過程，是在鍍膜處理過程後，且，熱沖壓過程前，在熱沖壓用鍍膜鋼材的表面將防鏽油塗抹形成防鏽油膜者，任意地被包含於製造方法也可以。從熱沖壓用鍍膜鋼材被製造至熱沖壓進行為止的時間長的情況時，熱沖壓用鍍膜鋼材的表面有可能被氧化。但是，藉由防鏽油膜形成過程形成防鏽油膜的熱沖壓用鍍膜鋼材的表面因為是氧化困難，所以防鏽油膜形成過程，可以抑制成形體的銹皮的形成。又，防鏽油膜的形成方法，是使用公知的任何的技術也可以。

[遮蔽加工過程]

本過程，是在防鏽油膜形成過程後，且，熱沖壓過程前，對於熱沖壓用鍍膜鋼材進行剪斷加工及/或沖孔加工，將該鋼材成形成特定的形狀的過程。遮蔽加工後的鋼材的剪斷面容易氧化。但是，事前在鋼材表面形成防鏽油膜的話，在上述剪斷面，防鏽油也某程度擴大。由此，可以抑制遮蔽加工後的鋼材的氧化。

以上，雖說明了本發明的一實施例，但是上述的實施例只是本發明的例示。因此，本發明，不限定於上述的實施例，在不脫離其宗旨的範圍內，可以適宜地設計變更。

以下，雖藉由實施例將本發明更具體說明，但是本發明不限定於這些的實施例。

[實施例1]

首先，準備母材。即，使用表1所示的化學組成的熔鋼，藉由連續鑄造法將厚板製造。接著，將厚板熱間壓延將熱延鋼板製造，將熱延鋼板進一步酸洗之後，進行冷壓延將冷延鋼板製造。且，將此冷延鋼板作為使用熱沖壓成形體的製造的母材(板厚1.4mm)。

接著，使用如此製造的母材，依據表2所示的製造條件，製作了熱沖壓用鍍膜鋼材(材料No.1~28)。且，鍍膜處理時的朝鍍膜浴的浸漬時間是設成5s，從鍍膜浴拉起之後的450℃為止的冷卻速度是10℃/s。

其後，對於上述的熱沖壓用鍍膜鋼材，由表3所示的條件(加熱No.1~9)加熱之後，立即使用手動沖壓機，施加模擬熱沖壓的V彎曲加工，製造了各試驗例的熱沖壓成形體。又，模具的形狀，是由V彎曲加工所產生的彎曲半徑的外側部分的彎曲加工終了時被15%程度延伸的形狀。且，加工時的冷卻速度是慢的部分，也至回火麻田散鐵變態開始點(410℃)程度為止，使成為50℃/s以上的冷卻速度的方式硬化。

從所獲得的各試驗例的熱沖壓成形體的平板部，將鍍膜層的構造觀察用、ICP分析用、點焊性評價試驗用及塗裝後耐腐蝕性評價試驗用的試驗片切出，進一步從彎曲加工部將耐LME性評價試驗用的試驗片切出。

對於鍍膜層的構造觀察用試驗片，是將與成形體的表面垂直的剖面研磨之後，使用EPMA，進行了界面層的Al及Zn的含有量、以及中間層的Al、Zn及Mg的含有量的測量。EPMA分析時，從各層的膜厚中心在膜厚方向為上下25%以上，在寬度方向為20μm以上的領域，進行圖譜分析，將其平均組成算出。

且求得鍍膜層整體中的平均Si含有量時，是藉由EPMA，從母材側朝向鍍膜層的表面側由0.2μm間距進行線分析，將鍍膜層中的測量結果的平均值算出。線分析是在5處進行，將其平均值作為鍍膜層整體中的平均組成。

進一步，將上述剖面由SEM攝影，將其顯微鏡照片藉由畫像解析，測量了各層的厚度。對於各層的組織，是藉由對於從上述試驗片的相同場所所採取的薄片進行由TEM所產生的結晶構造解析進行判別。

且對於ICP分析用試驗片，是由50℃的鹽酸將鍍膜層溶解之後，將溶解液藉由ICP分析，將被包含於鍍膜層的Al及Zn的合計含有量求得。且，同樣地，對於ICP分析用試驗片，由重鉻酸銨溶液只有將氧化物層溶解，將溶解液藉由ICP分析，將Mg、Cr、Ca、Sr及Ti的含有量求得。

接著，如以下所示，進行了耐LME性評價試驗、點焊性評價試驗及塗裝後耐腐蝕性評價試驗。

[耐LME性評價試驗]

對於各試驗例的耐LME性評價試驗用試驗片的厚度方向剖面，藉由使用SEM及反射電子感測器將反射電子像觀察，將LME的發生的有無觀察。此時，將至母材(在Fe濃度是98%以上處)為止破裂進展的情況作為LME發生。且，龜裂未發生者評價為優(1)，龜裂超過鍍膜層至母材為止延伸者評價為不可(4)。

又，龜裂的末端位置的判別是在上述觀察中困難的情況時，藉由使用能量分散型X線微分析器，對於龜裂末端位置的周圍領域，進行能量分散型X線分析(EDS)，來判別至母材為止龜裂是否延伸。此時，將Al、Zn的含有量的合計是超過0.5%的領域作為鍍膜層，將比其更鋼材內側的領域認定為母材。

[點焊性評價試驗]

對於各試驗例的焊接性評價試驗用試驗片，使用直流電源，由加壓力350kgf實施了點焊。由各種的焊接電流實施試驗，將焊接部的熔塊徑是超過4.7mm的值作為下限值，適宜將焊接電流的值提高，將在焊接時灰塵發生的值作為上限值。且，將上限值及下限值之間的值適切設定成電流範圍，將上限值及下限值的差作為點焊性的指標。在點焊性的評價中，此值是將1.5A以上者評價為優(1)，將1.0A以上且未滿1.5A者評價為良(2)，將0.5A以上且未滿1.0A者評價為可(3)，將未滿0.5A者 評價為不可(4)。

[塗裝後耐腐蝕性評價試驗]

對於各試驗例的塗裝後耐腐蝕性評價試驗用試驗片，使用日本帕卡瀨精股份有限公司製的表面調整處理劑(商品名：Prepalene X)，將表面調整在室溫進行20s。接著，使用日本帕卡瀨精股份有限公司製的磷酸鋅處理液(商品名：PALBOND3020)，進行了磷酸鹽處理。具體而言，將處理液的溫度設成43℃，將成形體浸漬於處理液120s。由此，在鋼材表面形成磷酸鹽披膜。

將上述的磷酸鹽處理實施之後，對於各成形體，將日本塗料股份有限公司製的陽離子型電鍍塗料，由電壓160V的斜坡通電進行電鍍塗裝，進一步，由烘烤溫度170℃進行20分鐘烘烤塗裝。電鍍塗裝後的塗料的膜厚控制，是由在熱沖壓成形前的鋼材使電鍍塗裝成為15μm的條件實施。

對於電鍍塗裝之後的成形體，至到達素材的鋼材為止的方式交叉切斷，實施複合腐蝕試驗(JASO M610週期)。由塗裝膨脹寬度評價耐腐蝕性，將180週期的複合腐蝕試驗實施之後的塗裝膨寬度是2.0mm以下者評價為優(1)，將超過2.0mm且3.0mm以下者評價為良(2)，將超過3.0mm且4.0mm以下者評價為可(3)，將超過4.0mm者評價為不可(4)。

[評價結果]

在本發明中，其目的為提供一種在疲勞特性(耐LME性)、點焊性及塗裝後耐腐蝕性全部平衡佳而優異的熱沖壓成形體。因此，將這些的評價結果總合地考慮，在其中任一的試驗為優或是良的總合評價A及其中任一的試驗皆無不可的總合評價B者設為合格，將其中任一的試驗具有不可的總合評價C者設為不合格。那些的結果如表4所示。

從表4明顯可知，本發明的熱沖壓成形體，被確認在疲勞特性(耐LME性)、點焊性及塗裝後耐腐蝕性全部平衡佳而優異。

[產業上的可利用性]

依據本發明的話，可以獲得疲勞特性、點焊性、及塗裝後耐腐蝕性優異的熱沖壓成形體。因此，本發明的熱沖壓成形體，可以最佳使用作為在汽車等所使用的構造構件等。

Claims (5)

1. 一種熱沖壓成形體，是具備母材及形成於該母材的表面的鍍膜層，前述鍍膜層，是從前述母材側依序，包含界面層、中間層及氧化物層，前述界面層，是包含組織是從α Fe、Fe ₃Al及FeAl所選擇的1種以上的Fe-Al合金，且，前述Fe-Al合金的合計面積率是90%以上，前述中間層，是包含從Fe(Al、Zn) ₂、Fe ₂(Al、Zn) ₅及Fe(Al、Zn) ₃所選擇的1種以上的Fe-Al-Zn相，且，前述Fe-Al-Zn相的合計面積率是50%以上，前述中間層的平均組成的質量%，是包含：Al：30~50%、及Zn：15~30%，前述氧化物層的平均膜厚是3.0μm以下，且，Mg含有量是0.05~0.50g/m ²。
2. 如申請專利範圍第1項的熱沖壓成形體，其中，上述界面層，是平均膜厚是1.0μm以上。
3. 如申請專利範圍第1或2項的熱沖壓成形體，其中，上述鍍膜層中的Al及Zn的合計含有量是20~100g/m ²。
4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項的熱沖壓成形體，其中，前述中間層的前述Fe-Al-Zn相的合計面積率是90% 以上。
5. 如申請專利範圍第1至3項中任一項的熱沖壓成形體，其中，上述鍍膜層的質量%，進一步包含0.1~15%的Si，前述中間層，是進一步包含從Fe ₃(Al、Si)及Fe(Al、Si)所選擇的1種或是2種的Fe-Al-Si相，且，前述Fe-Al-Zn相及前述Fe-Al-Si相的合計面積率是90%以上。