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CN120457229A - 热冲压成型体 - Google Patents

热冲压成型体

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Publication number
CN120457229A
CN120457229A CN202380084544.8A CN202380084544A CN120457229A CN 120457229 A CN120457229 A CN 120457229A CN 202380084544 A CN202380084544 A CN 202380084544A CN 120457229 A CN120457229 A CN 120457229A
Authority
CN
China
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less
base material
hot
steel
steel base
Prior art date
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Pending
Application number
CN202380084544.8A
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English (en)
Inventor
林田将汰
光延卓哉
竹林浩史
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN120457229A publication Critical patent/CN120457229A/zh
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Abstract

提供一种热冲压成型体，其特征在于，其具备钢母材和配置于上述钢母材的表面的镀层，上述镀层具有规定的化学组成，从上述钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度为0.25质量％以下，上述钢母材以面积率计包含90％以上的马氏体，上述镀层的附着量为每单面60g/m2以上，上述热冲压成型体具有400HV以上的维氏硬度。

Description

热冲压成型体
技术领域
本发明涉及热冲压成型体。
背景技术
近年来，在汽车业界，从燃油效率提高的观点出发，要求车身的轻量化。为了兼顾车身的轻量化和碰撞安全性，在骨架部件等中使用的钢板的高强度化是有效的方法之一，从这样的背景出发推进了高强度钢板的开发。
作为将高强度钢板那样的成型困难的材料进行压制成型的技术，已知有热冲压(热压)。热冲压是将供于成型的材料加热后进行成型的热成型技术。就该技术而言，由于将材料加热后进行成型，因此在成型时钢材软质而具有良好的成型性。因此，即使是高强度的钢材，也能够精度良好地成型为复杂的形状，此外，已知由于通过压制模具与成型同时地进行淬火，因此成型后的钢材具有充分的强度。
与其相关联地，对于实施了含Zn镀覆的热冲压成型体也进行了各种研究。
例如，在专利文献1中，记载了一种钢板，其以金属涂层进行了覆盖，所述金属涂层包含2.0～24.0重量％的锌、7.1～12.0重量％的硅、任意的1.1～8.0重量％的镁、及任意地选自Pb、Ni、Zr或Hf中的追加的元素，各追加的元素的重量含有率低于0.3重量％，剩余部分为铝以及任意的不可避免的杂质及残留元素，其中，Al/Zn比超过2.9，教示了将该钢板进行热冲压成型而得到的部件显示出高的牺牲防蚀。
若将专利文献1中记载的那样的实施了含Zn镀覆的镀覆钢板在热冲压成型中使用，则该镀覆钢板在高温(例如900℃左右)下被加工，因此可能以镀层中所含的Zn熔融的状态被加工。因此，有时熔融的Zn侵入钢中而在钢板内部产生开裂。这样的现象被称为液态金属脆化(LME)，已知起因于该LME而钢板的疲劳特性降低。
与其相关联地，在专利文献2中，记载了一种固化部件的制造方法，其包含以下步骤：A)提供以包含2.0～24.0重量％的锌、1.1～7.0重量％的硅、在硅的量为1.1～4.0重量％之间的情况下根据情况包含1.1～8.0重量％的镁、及根据情况包含选自Pb、Ni、Zr或Hf中的追加元素、各追加元素的重量含量低于0.3重量％、剩余为铝及不可避免的杂质及残留元素的金属涂层进行了预先涂布的钢板的步骤，其中，Al/Zn比超过2.9；B)将上述涂布钢板切断而得到坯料的步骤；C)将上述坯料在840～950℃之间的温度下进行热处理，在上述钢中得到完全奥氏体微细结构的步骤；D)将上述坯料向压制工具内移送的步骤；E)将上述坯料进行热成型，得到部件的步骤；F)为了在钢中得到由马氏体或马氏体-贝氏体、或至少75％的等轴铁素体、5～20％的马氏体及10％以下的量的贝氏体构成的微细结构，将步骤E)中得到的上述部件进行冷却的步骤。此外，在专利文献2中，教示了根据上述的制造方法，可得到没有LME的固化部件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特表2018-528324号公报
专利文献2：日本特表2018-527462号公报
发明内容
发明所要解决的课题
热冲压成型后的镀层有时与基底金属(钢母材)合金化而耐蚀性降低。另一方面，即使为了应对该情况使镀层中包含由耐蚀性比较高的Zn主体的金属间化合物构成的高Zn浓度相，由于这样的高Zn浓度相在热冲压成型时的高温下作为液相而存在，因此也存在提高产生LME开裂的风险的问题。此外，已知LME开裂一般在具有比较高的强度的钢材的情况下其产生变得显著，越将钢材高强度化则存在LME开裂的敏感性越提高的倾向。另一方面，在汽车业界等中，还要求钢材的进一步轻量化，为了达成这样的轻量化，产生将钢材超过迄今为止地进行高强度化的必要。因此，即使是进行与以往同等或其以上的高强度化的情况下，对于可解决LME开裂的课题的钢材、更具体而言热冲压成型体也存在高需求。
于是，本发明的目的是提供高强度并且热冲压成型中的耐LME性优异、进而即使是在热冲压成型后也能够维持高耐蚀性的热冲压成型体。
用于解决课题的手段
本发明者们为了达成上述目的而进行了研究，结果首先发现：通过以规定量以上的附着量形成包含Zn的镀层，从而即使是在应用于热冲压成型的情况下也能够维持充分的耐蚀性。此外，本发明者们发现：尽管具有400HV以上的高维氏硬度，但通过将热冲压成型前的钢母材的表层部组织适宜地改质而使热冲压成型后的钢母材表层部中的C浓度变得比较低，从而即使是以上述那样的比较多的镀覆附着量形成的镀层，也能够显著地抑制或降低热冲压成型的高温加热时的LME开裂的产生，从而完成本发明。
达成了上述目的的本发明如下所述。
(1)一种热冲压成型体，其特征在于，其具备钢母材和配置于上述钢母材的表面的镀层，
上述镀层具有下述化学组成：以质量％计含有：
Al：0～0.50％、及
Fe：20.0～70.0％，
进一步含有合计为5.000％以下的下述元素中的至少1种：
Mg：0～低于0.500％、
Si：0～0.200％、
Ni：0～低于0.500％、
Ca：0～3.000％、
Sb：0～0.500％、
Pb：0～0.500％、
Cu：0～1.000％、
Sn：0～1.000％、
Ti：0～1.000％、
Cr：0～1.000％、
Nb：0～1.000％、
Zr：0～1.000％、
Mn：0～1.000％、
Mo：0～1.000％、
Ag：0～1.000％、
Li：0～1.000％、
La：0～0.500％、
Ce：0～0.500％、
B：0～0.500％、
Y：0～0.500％、
Sr：0～0.500％、
In：0～0.500％、
Co：0～0.500％、
Bi：0～0.500％、
P：0～0.500％、及
W：0～0.500％，
剩余部分：由Zn及杂质构成，
从上述钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度为0.25质量％以下，
上述钢母材以面积率计包含90％以上的马氏体，
上述镀层的附着量为每单面60g/m2以上，
上述热冲压成型体具有400HV以上的维氏硬度。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成型体，其特征在于，上述平均C浓度为0.18质量％以下。
(3)根据上述(2)所述的热冲压成型体，其特征在于，上述平均C浓度为0.10质量％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成型体，其特征在于，上述镀层的Fe含量为20.0～60.0质量％。
发明效果
根据本发明，能够提供高强度并且热冲压成型中的耐LME性优异、进而即使是在热冲压成型后也能够维持高耐蚀性的热冲压成型体。
附图说明
图1是表示在实施例中制造的热冲压成型体的形状的示意图。
具体实施方式
<热冲压成型体>
本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体的特征在于，其具备钢母材和配置于上述钢母材的表面的镀层，
上述镀层具有下述化学组成：以质量％计含有：
Al：0～0.50％、及
Fe：20.0～70.0％，
进一步含有合计为5.000％以下的下述元素中的至少1种：
Mg：0～低于0.500％、
Si：0～0.200％、
Ni：0～低于0.500％、
Ca：0～3.000％、
Sb：0～0.500％、
Pb：0～0.500％、
Cu：0～1.000％、
Sn：0～1.000％、
Ti：0～1.000％、
Cr：0～1.000％、
Nb：0～1.000％、
Zr：0～1.000％、
Mn：0～1.000％、
Mo：0～1.000％、
Ag：0～1.000％、
Li：0～1.000％、
La：0～0.500％、
Ce：0～0.500％、
B：0～0.500％、
Y：0～0.500％、
Sr：0～0.500％、
In：0～0.500％、
Co：0～0.500％、
Bi：0～0.500％、
P：0～0.500％、及
W：0～0.500％，
剩余部分：由Zn及杂质构成，
从上述钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度为0.25质量％以下，
上述钢母材以面积率计包含90％以上的马氏体，
上述镀层的附着量为每单面60g/m2以上，
上述热冲压成型体具有400HV以上的维氏硬度。
如上文叙述的那样，若将实施了含Zn镀覆的镀覆钢板在热冲压成型中使用，则由于该镀覆钢板在高温(例如900℃左右)下被加工，因此变成以镀层中所含的Zn熔融的状态被加工，有时熔融的Zn侵入钢中而在钢板内部产生LME开裂。理由未必清楚，但通过本发明者们的研究等，获知钢板中所含的碳是促进这样的LME开裂的元素，因此认为例如通过利用脱碳等而降低产生LME开裂的钢板表层部的碳浓度，能够抑制或降低LME开裂的产生。然而，实际上，在热冲压成型时，基于这样的钢板表层部的低碳浓度化的LME抑制效果是有限的，有时未必令人满意。
本发明者们进行了各种研究，结果发现：即使从提高耐LME性的观点出发，通过脱碳等而降低了热冲压成型前的钢母材的表层部中的碳浓度，在热冲压成型中的高温加热时钢母材的本体中所含的碳也会向表层部扩散，最初的由表层部的低碳浓度化带来的LME抑制效果通过这样的向表层部的复碳而消失或降低。于是，本发明者们进一步进行研究，发现：通过在热冲压成型前的钢母材的表层部中制作能够抑制这样的复碳的组织，从而即使是为了维持充分的耐蚀性而将含Zn镀层的附着量设定为比较多的情况下，也能够充分地发挥最初的由表层部的低碳浓度化带来的LME抑制效果而可靠地抑制或降低热冲压成型的高温加热时的LME开裂的产生。更具体而言，如与热冲压成型体的制造方法相关联地在下文详细说明的那样，本发明者们发现：通过将镀层的附着量设定为每单面60g/m2以上，从而即使是在应用于热冲压成型的情况下也能够维持充分的耐蚀性，并且通过在钢母材的表层部中形成珠光体的量比较少、并且粗大的珠光体的量降低的组织，从而在应用于热冲压成型的情况下，能够将从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度抑制到0.25质量％以下，与其相关联地能够可靠地抑制或降低热冲压成型的高温加热时的LME开裂。
虽然并不意图受到任何特定的理论的束缚，但认为在通过热冲压成型而得到本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体时，钢母材的表层部中的组织如以下那样起作用，抑制或降低了在热冲压成型的高温加热时钢母材的本体中所含的碳向表层部中扩散而进行复碳。更详细地进行说明，则若通过脱碳等而钢母材的表层部中的碳浓度降低，则与这样的低碳浓度化相关联地，钢母材的表层部中的显微组织中生成的珠光体的量变得比较少。通过在钢母材的表层部中形成这样的珠光体的量比较少的区域，能够充分地发挥基于低碳浓度化的LME抑制效果。然而，认为仅单纯地降低了珠光体的量时，在珠光体沿着晶界而析出的情况下，通过在热冲压成型的高温加热时该珠光体相变为奥氏体而形成沿着晶界的基于奥氏体的碳的扩散路径(即碳的复碳路径)。在热冲压成型的高温加热时，想要基于钢母材中的本体的高碳浓度与表面侧的低碳浓度之间的浓度梯度而使本体中的碳扩散至表面侧。此时，若存在上述那样的沿着晶界的基于奥氏体的碳的复碳路径，则本体中的碳经由该复碳路径向表面侧扩散，由此会促进向表层部中的复碳。其结果是，变得无法充分地发挥最初的由表层部的低碳浓度化带来的LME抑制效果。与此相对，根据本发明的实施方式，在珠光体的量比较少的表层部的区域中，通过进一步降低粗大的珠光体的量，即使是在热冲压成型的高温加热时，也能够在晶界上分散地存在由珠光体相变的奥氏体，由此能够将基于奥氏体的碳的复碳路径可靠地截断。
更详细地进行说明，则若在热冲压成型的高温加热时珠光体相变为奥氏体，则形成铁素体与奥氏体的二相组织。在这样的情况下，通过存在于铁素体与奥氏体的异相界面处的奥氏体相连至钢母材的表面侧而形成碳的复碳路径，其结果是变成促进碳从钢母材的本体向表面侧的扩散。与其相关联地，在通过热冲压成型而得到本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体时，降低钢母材的表层部中的珠光体量、同时降低该表层部中的粗大的珠光体的量变得重要。通过这样的表层部组织，即使是在热冲压成型的高温加热时，也能够降低由珠光体相变的奥氏体的量，进而能够使该奥氏体在晶界上分散地存在，因此能够将基于奥氏体的碳的复碳路径可靠地截断。其结果是，在最终得到的热冲压成型体中，能够将从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度抑制到0.25质量％以下。尤其是在将实施了含Zn镀覆的镀覆钢板进行热冲压成型的情况下，在热冲压成型的高温加热时通过钢母材中的Fe与镀层的相互扩散，使得镀层与Fe合金化。另一方面，由于钢母材中的C不被含有于镀层中，因此使得在钢母材的表面附近C相对于Fe相对地被富集。因此，即使在热冲压成型前通过脱碳等而钢母材的表层部被低碳浓度化，在热冲压成型后钢母材的表层部中的C浓度有时也变得远远高于本体中的C浓度。与此相对，根据本发明的实施方式，由于通过上述那样的复碳路径的截断而抑制了C从本体向表层部的扩散，因此与以往的镀覆钢板的情况相比，能够显著地抑制或降低钢母材的表面附近的C的富集，更具体而言能够将从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度抑制到0.25质量％以下。因此，根据本发明的实施方式，尽管为了维持充分的耐蚀性而将含Zn镀层的附着量设定为比较多而成为更容易产生LME的条件，但通过显著地抑制热冲压成型的高温加热时的复碳，能够充分地发挥最初的由钢母材表层部的低碳浓度化带来的LME抑制效果而可靠地抑制或降低热冲压成型时的LME开裂的产生。在具备含Zn镀层的热冲压成型体中，通过将热冲压成型前的钢母材的表层部组织适宜地改质而如上述那样能够抑制或降低LME开裂的产生的事实是这次通过本发明者们而被首次弄清楚的。此外，这样的LME抑制效果不仅在热冲压成型的高温加热时，而且在热冲压成型后的点焊时也能够发挥，因此本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体在比较多地使用点焊的汽车领域的使用中是特别有用的。
以下，对本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体更详细地进行说明。在以下的说明中，各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。此外，在本说明书中，表示数值范围的“～”在没有特别说明的情况下，以包含在其前后记载的数值作为下限值及上限值的含义来使用。
[镀层]
根据本发明的实施方式，镀层配置于钢母材的表面，例如配置于钢母材的至少一侧、优选两侧的表面。这里，“配置于钢母材的表面”的表达不仅包含镀层直接配置于钢母材的表面的情况，也包含镀层间接地配置于钢母材的表面的情况、例如在钢母材与镀层之间包含下文说明的固溶体层等的情况。镀层具有下述的化学组成。
[Al：0～0.50％]
Al是对于提高镀层的耐蚀性而言有效的元素。Al含量也可以为0％，但为了得到这样的效果，Al含量优选为0.001％以上。Al含量也可以为0.005％以上、0.01％以上、0.03％以上、0.05％以上、0.08％以上、0.10％以上或0.15％以上。另一方面，若过度含有Al，则有时镀层的组成接近Zn-Al共晶组成，因此镀层的熔点降低。因此，Al含量设定为0.50％以下。Al含量也可以为0.45％以下、0.40％以下、0.30％以下或0.25％以下。
[Fe：20.0～70.0％]
若在热冲压成型时将镀覆钢板加热，则来自钢母材的Fe扩散到镀层中并与Zn等合金化，因此在该镀层中必然地含有Fe。因此，Fe含量为20.0％以上，例如也可以为25.0％以上、30.0％以上、35.0％以上、40.0％以上、45.0％以上或50.0％以上。另一方面，根据本发明的实施方式，如与热冲压成型体的制造方法相关联地在下文详细说明的那样，通过将热冲压成型前的钢母材的表层部组织适宜地改质，理由未必清楚，但认为能够延迟镀层中的Zn等与钢母材中的Fe的合金化。因此，根据本发明的实施方式，镀层中的Fe含量最大能够抑制到70.0％以下。与其相关联地，通过将镀层的附着量设定为比较多，具体而言控制为每单面60g/m2以上，能够比较多地存在合金化没有充分地进行的镀层，起因于这样的镀层的存在而能够维持充分的耐蚀性。从耐蚀性提高的观点出发，Fe含量越低越优选，例如也可以为67.0％以下、65.0％以下、62.0％以下、60.0％以下、57.0％以下或55.0％以下。
进而，镀层也可以任选地含有Mg：0～低于0.500％、Si：0～0.200％、Ni：0～低于0.500％、Ca：0～3.000％、Sb：0～0.500％、Pb：0～0.500％、Cu：0～1.000％、Sn：0～1.000％、Ti：0～1.000％、Cr：0～1.000％、Nb：0～1.000％、Zr：0～1.000％、Mn：0～1.000％、Mo：0～1.000％、Ag：0～1.000％、Li：0～1.000％、La：0～0.500％、Ce：0～0.500％、B：0～0.500％、Y：0～0.500％、Sr：0～0.500％、In：0～0.500％、Co：0～0.500％、Bi：0～0.500％、P：0～0.500％、及W：0～0.500％中的至少1种。这些任选元素没有特别限定，但优选合计为5.000％以下。任选元素也可以合计为4.500％以下、4.000％以下、3.500％以下、3.000％以下、2.500％以下、2.000％以下、1.500％以下或1.000％以下。以下，对这些任选元素进行详细说明。
[Mg：0～低于0.500％]
Mg是对于提高镀层的耐蚀性而言有效的元素。Mg含量也可以为0％，但为了得到这样的效果，Mg含量优选为0.001％以上。Mg含量也可以为0.010％以上、0.050％以上或0.100％以上。另一方面，从加工性提高的观点出发，Mg含量也可以为低于0.500％。Mg含量也可以为0.490％以下、0.480％以下、0.470％以下、0.450％以下、0.400％以下、0.300％以下或0.200％以下。
[Si：0～0.200％]
Si是对于提高镀层的耐蚀性而言有效的元素。Si含量也可以为0％，但根据需要，Si也可以以0.0001％以上、0.001％以上、0.010％以上或0.050％以上的量含有于镀层中。另一方面，从镀层的镀覆密合性提高的观点出发，Si含量也可以为0.200％以下。Si含量也可以为0.180％以下、0.150％以下、0.120％以下或0.100％以下。
[Ni：0～低于0.500％]
Ni是对于提高镀层的耐蚀性而言有效的元素。Ni含量也可以为0％，但为了得到这样的效果，Ni含量优选为0.0001％以上。Ni含量也可以为0.0004％以上、0.001％以上、0.005％以上、0.010％以上或0.020％以上。上限没有特别限定，但从制造成本等观点出发，Ni含量设定为低于0.500％，例如也可以为0.490％以下、0.480％以下、0.450％以下、0.400％以下、0.300％以下或0.100％以下。
[Ca：0～3.000％]
Ca是对于确保镀浴的润湿性而言有效的元素。Ca含量也可以为0％，但为了得到这样的效果，Ca含量优选为0.001％以上。Ca含量也可以为0.005％以上、0.010％以上、0.100％以上或1.000％以上。另一方面，若过度含有Ca，则有时在镀层中大量地形成硬的金属间化合物，镀层变脆，使与钢板的密合性降低。因此，Ca含量优选为3.000％以下。Ca含量也可以为2.500％以下、2.000％以下或1.500％以下。
[Sb：0～0.500％、Pb：0～0.500％、Cu：0～1.000％、Sn：0～1.000％、Ti：0～1.000％、Cr：0～1.000％、Nb：0～1.000％、Zr：0～1.000％、Mn：0～1.000％、Mo：0～1.000％、Ag：0～1.000％、Li：0～1.000％、La：0～0.500％、Ce：0～0.500％、B：0～0.500％、Y：0～0.500％、Sr：0～0.500％、In：0～0.500％、Co：0～0.500％、Bi：0～0.500％、P：0～0.500％及W：0～0.500％]
Sb、Pb、Cu、Sn、Ti、Cr、Nb、Zr、Mn、Mo、Ag、Li、La、Ce、B、Y、Sr、In、Co、Bi、P及W也可以不包含于镀层中，但可以0.0001％以上、0.001％以上或0.01％以上的量存在于镀层中。这些元素只要是规定的含量的范围内，则不会对作为热冲压成型体的性能造成不良影响。然而，在各元素的含量过量的情况下，有时会使耐蚀性降低。因此，Sb、Pb、La、Ce、B、Y、Sr、In、Co、Bi、P及W的含量优选为0.500％以下，例如也可以为0.300％以下、0.100％以下或0.050％以下。同样地，Cu、Sn、Ti、Cr、Nb、Zr、Mn、Mo、Ag及Li的含量优选为1.000％以下，例如也可以为0.800％以下、0.500％以下或0.100％以下。
在镀层中，上述的元素以外的剩余部分由Zn及杂质构成。镀层中的杂质是指在制造镀层时通过以原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分等。
[镀层的化学组成的测定]
镀层的化学组成通过以酸性水溶液仅将镀层溶解并进行化学分析来确定。即，通过以含有抑制钢的溶解的抑制剂的酸性水溶液、具体而言在10％的盐酸中加有1％的HIBIRON(A-6)(SUGIMURA Chemical Industrial株式会社制)的室温的酸性水溶液将镀层溶解，并将所得到的酸性水溶液供于ICP(高频电感耦合等离子体发光分光法)分析，可得到镀层的化学组成。
作为镀层，可以是具有上述的化学组成的任意的镀层，没有特别限定，但例如可以为热浸镀锌(GI)层、合金化热浸镀锌(GA)层或电镀锌(EG)层等。优选镀层为热浸镀锌(GI)层或合金化热浸镀锌(GA)层。
[镀层的附着量：每单面60g/m2以上]
在本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体中，镀层的附着量为每单面60g/m2以上。一般而言，镀层有时在热冲压成型中的高温加热时与钢母材合金化而耐蚀性降低。然而，根据本发明的实施方式，理由未必清楚，但认为起因于热冲压成型前的被适宜改质的钢母材的表层部组织、即珠光体的量比较少并且粗大的珠光体的量降低的表层部组织，能够延迟镀层与钢母材的合金化。因此，认为通过将镀层的附着量设定为比较多，具体而言控制为每单面60g/m2以上，使得在热冲压成型后存在合金化没有充分地进行的镀层，起因于这样的镀层的存在而能够维持充分的耐蚀性。另一方面，若镀层的附着量少，则有时无法充分地得到与上述那样的合金化的延迟相关联的效果，热冲压成型后的耐蚀性降低。从耐蚀性提高的观点出发，镀层的附着量每单面优选为65g/m2以上或70g/m2以上，更优选为80g/m2以上，进一步更优选为90g/m2以上，最优选为100g/m2以上。上限没有特别限定，但镀层的附着量例如也可以为200g/m2以下、190g/m2以下、180g/m2以下或170g/m2以下。
[镀覆附着量的测定]
镀层的附着量通过以酸性水溶液仅将镀层溶解来确定。即，从热冲压成型体采集30mm×30mm的样品，接着以含有抑制钢的溶解的抑制剂的酸性水溶液、具体而言在10％的盐酸中加有1％的HIBIRON(A-6)(SUGIMURA Chemical Industrial株式会社制)的室温的酸性水溶液将镀层溶解，由镀层的溶解前后的样品的重量变化来确定镀层的附着量。
[从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度：0.25质量％以下]
在本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体中，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度为0.25质量％以下。如与热冲压成型体的制造方法相关联地在下文详细说明的那样，起因于热冲压成型前的与钢母材表层部的低碳浓度化相关联的组织、即珠光体的量比较少并且粗大的珠光体的量降低的表层部组织，可显著地抑制热冲压成型的高温加热时的复碳。其结果是，能够充分地发挥最初的由钢母材表层部的低碳浓度化带来的LME抑制效果而可靠地抑制或降低热冲压成型时的LME开裂的产生，并且在最终得到的热冲压成型体中，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度被降低到0.25质量％以下。因此，从热冲压成型时的耐LME性提高的观点出发，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度越低越优选，例如也可以为0.22质量％以下、0.20质量％以下、0.18质量％以下、0.15质量％以下、0.12质量％以下、0.10质量％以下、0.08质量％以下或0.06质量％以下。下限没有特别限定，但例如从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度也可以为0.001质量％以上、0.005质量％以上或0.01质量％以上。
[从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度的测定]
从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度使用高频辉光放电发光分析装置(GDS)如以下那样操作来确定。具体而言，采用下述方法：将热冲压成型体的表面设定为Ar气氛，以施加电压而产生辉光等离子体的状态，对热冲压成型体的表面一边溅射一边沿深度方向进行分析。然后，由在辉光等离子体中原子被激发而发出的元素特有的发光光谱波长，对材料中所含的元素进行鉴定，估算所鉴定的元素的发光强度。深度方向的数据可以由溅射时间来估算。具体而言，通过预先使用标准样品求出溅射时间与溅射深度的关系，能够将溅射时间转换成溅射深度。因此，可以将由溅射时间转换的溅射深度定义为从材料的表面起的深度。所得到的发光强度通过制作标准线而换算成质量％。在像这样操作对热冲压成型体进行GDS测定的情况下，将在深度方向上Zn浓度成为0.1％以下的位置确定为钢母材的表面，将从该表面至深度方向上1μm为止的区域中的平均C浓度确定为“从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度”。
如上文叙述的那样，在将以往的实施了含Zn镀覆的镀覆钢板进行热冲压成型的情况下，在热冲压成型的高温加热时钢母材中的Fe扩散至镀层中，另一方面，钢母材中的C没有扩散至镀层中，因此使得在钢母材的表面附近C相对于Fe相对地被富集。因此，即使在热冲压成型前通过脱碳等而钢母材的表层部被低碳浓度化，在热冲压成型后钢母材的表层部中的C浓度有时也变得远远高于本体中的C浓度。然而，根据本发明的实施方式，由于起因于复碳的抑制而抑制了C从本体向表层部的扩散，因此与以往的镀覆钢板的情况相比，能够显著地抑制或降低钢母材的表面附近的C的富集。从耐LME性提高的观点出发，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度优选与钢母材的C含量同等或比其低。更具体而言，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度低于钢母材的C含量的1.10倍，例如也可以为1.05倍以下、1.00倍以下、0.90倍以下、0.80倍以下、0.70倍以下、0.60倍以下或0.50倍以下。下限没有特别限定，但例如，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度也可以为钢母材的C含量的0.05倍以上、0.10倍以上或0.15倍以上。在本发明中，“钢母材的C含量”是指使用从钢母材的厚度的1/2位置附近取得的试验片，依据JIS G1201：2014通过对于切粉的ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱)而测定的值。
[固溶体层]
在本发明的实施方式中，热冲压成型体也可以在钢母材与镀层之间进一步包含固溶体层。根据热冲压成型前的镀覆组成、热冲压条件，有时在从钢母材扩散至镀层中的Fe与镀层中的Al和/或Zn之间进行固溶体化，在热冲压成型后在钢母材与镀层之间形成包含这些元素的固溶体的固溶体层。因此，在热冲压成型体进一步包含固溶体层的情况下，该固溶体层包含Fe和Al及Zn中的一者或两者。更具体而言，固溶体层包含Fe-Al固溶体层、Fe-Zn固溶体层、和/或Fe-Al-Zn固溶体层。
固溶体层的存在可以如以下那样操作来确认。首先，以含有抑制钢的溶解的抑制剂的酸性水溶液、具体而言在10％的盐酸中加有1％的HIBIRON(A-6)(SUGIMURA ChemicalIndustrial株式会社制)的室温的酸性水溶液仅将镀层溶解。接着，使用高频辉光放电发光分析装置(GDS)，将热冲压成型体的表面设定为Ar气氛，以施加电压而产生辉光等离子体的状态，对热冲压成型体的表面一边溅射一边沿深度方向进行分析。然后，由在辉光等离子体中原子被激发而发出的元素特有的发光光谱波长，对材料中所含的元素进行鉴定，估算所鉴定的元素的发光强度。深度方向的数据可以由溅射时间来估算。具体而言，通过预先使用标准样品求出溅射时间与溅射深度的关系，能够将溅射时间转换成溅射深度。因此，可以将由溅射时间转换的溅射深度定义为从材料的表面起的深度。所得到的发光强度通过制作标准线而换算成质量％。在像这样操作对热冲压成型体进行GDS测定的情况下，将在深度方向上Zn浓度变得超过0.1％的区域确定为固溶体层。
[钢母材的马氏体面积率：90％以上]
本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体的钢母材以面积率计包含90％以上的马氏体。剩余部分组织没有特别限定，但也可以由10％以下的贝氏体、铁素体、残留奥氏体及珠光体中的至少1种构成。马氏体是非常硬质的组织，因此通过在热冲压成型体中以面积率计包含90％以上的马氏体，能够达成高强度、具体而言400HV的维氏硬度。另一方面，若马氏体的面积率变低、铁素体等软质组织的比例变高，则有时无法达成400HV的维氏硬度。因此，马氏体的面积率越大越优选，例如也可以为92％以上、94％以上、96％以上或98％以上。马氏体的面积率的上限没有特别限定，也可以为100％。
[马氏体的鉴定及面积率的算出]
马氏体的鉴定及面积率的算出如以下那样操作来进行。首先，按照与热冲压成型体的轧制方向及板厚方向平行的截面成为观察面的方式采集试样。接着，将该观察面进行镜面研磨，以硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察。在上述观察面的板厚1/4深度位置处，以1000倍对300μm×300μm的范围进行拍摄。将所得到的显微组织照片实施黑白的二值化处理后进行图像解析，确定珠光体、贝氏体及铁素体，使用基于JIS G 0551：2020中规定的“钢-晶体粒度的显微镜试验方法”的方法，求出它们的面积率的合计量。残留奥氏体由于通过SEM难以与马氏体区别，因此通过X射线衍射法来进行残留奥氏体的面积率的测定。最后，通过从100％中减去利用上述的方法而得到的珠光体、贝氏体、铁素体及残留奥氏体的合计面积率来确定马氏体的面积率。
[机械特性]
如果利用本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体，则能够达成优异的机械特性、例如400HV以上的维氏硬度，更具体而言在钢母材的厚度的1/2位置处能够达成400HV以上的维氏硬度。维氏硬度优选为500HV以上，更优选为550HV以上。上限没有特别限定，但例如维氏硬度也可以为650HV以下或600HV以下。
[硬度的测定]
维氏硬度如以下那样操作来确定。首先，从热冲压成型体的端部除外的任意的位置，按照可观察与表面垂直的截面(厚度截面)的方式切出试验片。将试验片的板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨，接着使用使粒度1～6μm的金刚石粉分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面，将该厚度截面作为测定面。接着，使用显微维氏硬度试验机以载荷1kgf、以压痕的3倍以上的间隔测定维氏硬度。按照不包含被低碳浓度化的表层部的方式在钢母材的厚度的1/2位置附近随机地进行合计20点测定，将它们的算术平均确定为热冲压成型体的硬度。
[钢母材的优选的化学组成]
本发明的实施方式所涉及的钢母材的化学组成可以为在热冲压成型体中一般被应用、并且可达成400HV以上的维氏硬度的任意的化学组成。以下，对钢母材的优选的化学组成进行详细说明，但这些说明是意图适合于达成400HV以上的维氏硬度的钢母材的优选的化学组成的单纯的例示的说明，并不意图将本发明限定于使用具有这样的特定的化学组成的钢母材。
在本发明的实施方式中，例如钢母材优选具有下述化学组成：以质量％计由下述构成：
C：0.13～0.50％、
Si：0.001～3.000％、
Mn：0.30～3.00％、
Al：0.0002～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.1000％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0～0.15％、
Ti：0～0.15％、
V：0～0.15％、
Mo：0～1.0％、
Cr：0～1.0％、
Cu：0～1.0％、
Ni：0～1.0％、
B：0～0.0100％、
W：0～1.000％、
Hf：0～0.050％、
Mg：0～0.050％、
Zr：0～0.050％、
Ca：0～0.010％、
REM：0～0.30％、
Ir：0～1.000％、以及
剩余部分：Fe及杂质。以下，对各元素更详细地进行说明。
[C：0.13～0.50％]
C是廉价地增加抗拉强度的元素，是为了控制钢的强度而重要的元素。为了充分地得到这样的效果，C含量优选设定为0.13％以上。C含量也可以为0.15％以上、0.20％以上、0.30％以上或0.35％以上。另一方面，若过度含有C，则有时导致伸长率的降低。因此，C含量优选设定为0.50％以下。C含量也可以为0.45％以下或0.40％以下。
[Si：0.001～3.000％]
Si是作为脱氧剂起作用、抑制冷轧板退火中的冷却过程中的碳化物的析出的元素。为了充分地得到这样的效果，Si含量优选设定为0.001％以上。Si含量也可以为0.010％以上、0.100％以上或0.200％以上。另一方面，若过度含有Si，则随着钢强度的增加，有时导致伸长率的降低。因此，Si含量优选设定为3.000％以下。Si含量也可以为2.500％以下、2.000％以下、1.500％以下或1.000％以下。
[Mn：0.30～3.00％]
Mn是提高钢的淬透性的元素，是对强度上升有效的元素。为了充分地得到这样的效果，Mn含量优选设定为0.30％以上。Mn含量也可以为0.50％以上、1.00％以上或1.30％以上。另一方面，若过度含有Mn，则随着钢强度的增加，有时导致伸长率的降低。因此，Mn含量优选设定为3.00％以下。Mn含量也可以为2.80％以下、2.50％以下或2.00％以下。
[Al：0.0002～2.000％]
Al是作为钢的脱氧剂起作用、具有将钢健全化的作用的元素。为了充分地得到这样的效果，Al含量优选设定为0.0002％以上。Al含量也可以为0.001％以上、0.010％以上、0.050％以上或0.100％以上。另一方面，若过度含有Al，则有时生成粗大的Al氧化物而钢材的伸长率降低。因此，Al含量优选设定为2.000％以下。Al含量也可以为1.500％以下、1.000％以下、0.800％以下或0.500％以下。
[P：0.100％以下]
P是在晶界处偏析而促进钢的脆化的元素。P含量越少越优选，因此理想而言为0％。然而，P含量的过度的降低有时会导致成本的大幅增加。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上，也可以为0.001％以上或0.005％以上。另一方面，若过度含有P，则如上所述有时因晶界偏析而导致钢的脆化。因此，P含量优选设定为0.100％以下。P含量也可以为0.050％以下、0.030％以下或0.010％以下。
[S：0.1000％以下]
S是在钢中生成MnS等非金属夹杂物、导致钢材部件的延展性的降低的元素。S含量越少越优选，因此理想而言为0％。然而，S含量的过度的降低有时会导致成本的大幅增加。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上，也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。另一方面，若过度含有S，则在冷成型时有时导致以非金属夹杂物作为起点的开裂的产生。因此，S含量优选设定为0.1000％以下。S含量也可以为0.0500％以下、0.0200％以下或0.0100％以下。
[N：0.0100％以下]
N是在钢材中形成粗大的氮化物、使钢材的加工性降低的元素。N含量越少越优选，因此理想而言为0％。然而，N含量的过度的降低有时会导致制造成本的大幅增加。因此，N含量也可以设定为0.0001％以上，也可以为0.0005％以上或0.0010％以上。另一方面，若过度含有N，则如上所述有时形成粗大的氮化物而使钢材的加工性降低。因此，N含量优选设定为0.0100％以下。N含量也可以为0.0080％以下或0.0050％以下。
钢母材的优选的基本化学组成如上所述。进而，钢母材也可以根据需要含有选自由Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、W：0～1.000％、Hf：0～0.050％、Mg：0～0.050％、Zr：0～0.050％、Ca：0～0.010％、REM：0～0.30％、及Ir：0～1.000％构成的组中的1种或2种以上来代替剩余部分的Fe的一部分。这些元素也可以分别为0.0001％以上、0.0005％以上、0.001％以上或0.01％以上。
在钢母材中，上述的元素以外的剩余部分由Fe及杂质构成。钢母材中的杂质是指在工业上制造钢母材时通过以矿石、废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分等。
钢母材的化学组成通过一般的分析方法进行测定即可。例如，钢母材的化学组成首先通过机械磨削将镀层除去，接着依据JIS G 1201：2014使用对于切粉的ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱)进行测定即可。具体而言，例如，通过从钢母材的厚度的1/2位置附近取得35mm见方的试验片，利用岛津制作所制ICPS-8100等(测定装置)，以基于预先制成的标准线的条件进行测定，由此可以确定。通过ICP-AES无法测定的C及S使用燃烧-红外线吸收法，N使用不活泼气体熔融-热导率法，O使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
<热冲压成型体的制造方法>
接着，对本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体的优选的制造方法进行说明。以下的说明是意图用于制造本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体的特征性方法的例示的说明，并不意图将该热冲压成型体限定于通过以下说明的那样的制造方法而制造的热冲压成型体。
本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体例如可以通过进行以下工序来制造：将调整了化学组成的钢液进行铸造而形成钢坯的铸造工序；将钢坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；将热轧钢板卷取的卷取工序；将卷取的热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；将冷轧钢板进行退火的退火工序；将退火后的冷轧钢板进行冷却的冷却工序；在所得到的钢母材上形成镀层的镀覆工序；及将所得到的镀覆钢板进行热冲压成型的热冲压成型工序。代替而言，也可以在热轧工序后不卷取，进行酸洗而直接进行冷轧工序。以下，对各工序进行详细说明。
[铸造工序]
铸造工序的条件没有特别限定。例如，紧接着利用高炉、电炉等的熔炼，进行各种二次精炼，接着，通过通常的连续铸造、利用锭法的铸造等方法进行铸造即可。
[热轧工序]
可以将所铸造的钢坯进行热轧而得到热轧钢板。热轧工序通过将所铸造的钢坯直接或暂时冷却后进行再加热而热轧来进行。在进行再加热的情况下，钢坯的加热温度例如可以为1100～1250℃。在热轧工序中，通常进行粗轧和精轧。各轧制的温度、压下率可以根据所期望的金属组织、板厚而适宜决定。例如精轧的结束温度可以为900～1050℃，精轧的压下率可以为10～50％。
[卷取工序]
热轧钢板可以在规定的温度下卷取。卷取温度可以根据所期望的金属组织等而适宜决定，例如可以为500～800℃。也可以在卷取之前或卷取之后开卷，对热轧钢板给予规定的热处理。代替而言，也可以不进行卷取工序，在热轧工序后进行酸洗而进行后述的冷轧工序。
[冷轧工序]
对热轧钢板进行酸洗等之后，可以将热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板。冷轧的压下率可以根据所期望的金属组织、板厚而适宜决定，例如可以为20～80％。在冷轧工序后，例如也可以进行空气冷却而冷却至室温。
[退火工序]
接着，对所得到的冷轧钢板进行退火。退火工序包含将冷轧钢板在露点为-20～10℃的气氛中加热至730～900℃的温度并保持10～300秒钟。通过在这样的比较高露点的条件下实施退火工序，能够将冷轧钢板的表层部适宜地进行脱碳。通过这样的脱碳处理，在热冲压成型前的镀覆钢板中，能够在钢母材的表层部中形成珠光体的量比较少的区域，更具体而言能够从钢母材的表面起在板厚方向上形成3μm以上的珠光体的面积率成为20％以下的深度区域。通过在钢母材的表层部中形成这样的珠光体量比较少的组织，在最终得到的热冲压成型体中能够将从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度可靠地抑制到0.25质量％以下。若露点低于-20℃、或加热温度低于730℃和/或保持时间低于10秒，则冷轧钢板的表层部中的脱碳变得不充分。其结果是，变得无法在钢母材的表层部中形成上述那样的珠光体的量比较少的区域。另一方面，若露点超过10℃、或加热温度超过900℃和/或保持时间超过300秒，则有时在钢板表面生成外部氧化层，镀覆性降低，或因过度的脱碳而最终得到的热冲压成型体的强度降低。露点优选为-10～5℃，更优选为-5～5℃。此外，退火工序中的气氛可以为还原气氛、更具体而言包含氮及氢的还原气氛、例如氢1～10％的还原气氛(例如，氢4％及氮平衡)。
[冷却工序]
在退火工序中使表层部脱碳后的冷轧钢板为了得到所期望的表层部组织，需要在接下来的冷却工序中适宜地被冷却。具体而言，冷却工序包含以20℃/秒以上的平均冷却速度从退火工序的加热温度冷却至620～670℃的控制温度为止(1次冷却)、及以10℃/秒以下的平均冷却速度从该控制温度冷却至镀浴温度(例如镀浴的熔点+20℃)为止(2次冷却)。以下，对1次冷却及2次冷却更详细地进行说明。
[1次冷却]
在1次冷却中，抑制高温下的珠光体的析出是重要的。更详细地进行说明，则退火工序中的从730～900℃的加热温度至620～670℃的控制温度为止的高温下析出的珠光体由于扩散快，因此在析出后容易扩散至晶界而形成沿着晶界的珠光体。该沿着晶界而形成的珠光体通过在热冲压成型的高温加热时进行奥氏体相变，从而形成沿着晶界的基于奥氏体的碳的复碳路径，变得促进本体中的碳向钢母材表层部的复碳。因此，在从退火工序的加热温度至上述控制温度为止的温度区域中，通过将冷轧钢板以20℃/秒以上的比较快的平均冷却速度进行冷却从而抑制在钢母材表层部中在高温下析出珠光体变得极为重要。若上述平均冷却速度低于20℃/秒和/或控制温度超过670℃，则由于在扩散快的高温下析出珠光体，因此促进沿着晶界的珠光体的形成。与其相关联地，在热冲压成型前的镀覆钢板中，变得无法降低钢母材表层部的粗大的珠光体的量，更具体而言在钢母材表层部中沿着晶界而形成许多当量圆直径为5μm以上的粗大的珠光体。若沿着晶界而形成的这样的粗大的珠光体的量变多，则在热冲压成型的高温加热时变得促进沿着晶界的基于奥氏体的碳的复碳路径的形成。其结果是，在最终得到的热冲压成型体中变得无法将从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度抑制到0.25质量％以下，变得无法达成充分的耐LME性。
[2次冷却]
另一方面，在1次冷却后的2次冷却中，在扩散比较慢的低温下析出珠光体是重要的。更具体而言，通过以10℃/秒以下的平均冷却速度从620～670℃的控制温度冷却至镀浴温度(例如镀浴的熔点+20℃)为止，能够使珠光体析出，在这样的控制温度以下的低温区域中析出的珠光体由于扩散比较慢，因此没有以沿着晶界相连那样的形态形成，能够使珠光体在晶界上分散地存在。在这样的组织的情况下，即使是在热冲压成型的高温加热时，也能够使在Ac1点以上由珠光体相变的奥氏体同样地在晶界上分散地存在，因此能够将基于奥氏体的碳的复碳路径可靠地截断。另一方面，若上述平均冷却速度超过10℃/秒和/或控制温度低于620℃，则不是珠光体，而是马氏体、贝氏体主要析出。马氏体、贝氏体与珠光体相比向奥氏体的相变速度快，在Ac1点正上方立即相变为奥氏体。因此，与珠光体的情况相比，在热冲压成型时以铁素体与奥氏体的二相组织被暴露于高温下的时间变长。这样的情况也同样地由于在晶界处变得容易形成复碳路径，因此变得无法达成充分的耐LME性。
[镀覆工序]
接着，在镀覆工序中，在冷轧钢板(钢母材)的至少一侧、优选两侧的表面形成镀层。更具体而言，镀覆工序使用具有规定的化学组成的镀浴(镀浴温度：例如420～480℃)通过热浸镀锌处理来进行，在该热浸镀锌处理后也可以进行合金化处理。此外，镀覆处理并不限定于热浸镀法，也可以为电镀法、蒸镀镀覆法、喷镀、或冷喷法等。镀覆工序的其他条件只要考虑镀层的厚度及附着量等而适宜设定即可。例如，通过将冷轧钢板浸渍于镀浴中后，将其提拉，通过气体擦拭法立即吹附N2气体或空气，之后进行冷却，能够将镀层的附着量调整为规定的范围内、例如每单面60～200g/m2的范围内。
[镀覆后的冷却]
在镀覆后的冷却时，优选将冷却气体(例如氮气)的露点控制为-10～10℃的范围内。通过在这样的比较高露点的气氛下将镀覆钢板进行冷却，能够在镀层的表面比较厚地形成Al氧化皮膜。起因于该Al氧化皮膜的形成，即使是在热冲压成型的高温加热时，也能够显著地抑制或降低镀层中的Zn的蒸发和/或氧化，进而，能够相对地减小所得到的热冲压成型体的镀层中的Fe含量，更具体而言能够将镀层中的Fe含量降低到60.0质量％以下。因此，能够进一步提高热冲压成型后的耐蚀性。
[热冲压成型工序]
最后，所得到的镀覆钢板在热冲压成型工序中被热冲压成型，制造具有所期望的表层部组成及硬质组织的热冲压成型体。从得到所期望的硬质组织的观点出发，优选将镀覆钢板装入到800～1000℃的炉内，在镀覆钢板的温度达到规定的温度、例如炉内温度-10℃之后，在炉内保持60～600秒钟。若加热温度低于800℃和/或保持时间低于60秒，则有时奥氏体化变得不充分，无法得到所期望的硬质组织的面积率(即马氏体的面积率90％以上)，在最终得到的热冲压成型体中无法达成400HV以上的维氏硬度。加热气氛没有特别限定，可以是通常的条件，例如，只要是大气中、控制了空气与燃料的比率的气体燃烧气氛、氮气氛即可，也可以在这些气体中控制露点。在炉内的加热保持后，将镀覆钢板从炉中取出，接着在镀覆钢板达到规定的温度、例如850℃以下的规定的温度之后，可以在通常的条件下进行热冲压成型。在热冲压成型后，虽然没有特别限定，但例如只要以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至250℃以下的温度区域即可。
以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明不受这些实施例的任何限定。
实施例
在以下的实施例中，在各种条件下制造本发明的实施方式所涉及的热冲压成型体，对所制造的热冲压成型体的特性进行了调查。
首先，将钢液利用连续铸造法进行铸造而形成具有表1中所示的化学组成的钢坯，将该钢坯暂时冷却后，再加热至1200℃而进行热轧，接着在600℃以下的温度下卷取。热轧通过进行粗轧和精轧来实施，精轧的结束温度为900～1050℃，精轧的压下率为30％。接着，对所得到的热轧钢板实施酸洗，接着以压下率50％进行冷轧，得到具有1.6mm的板厚的冷轧钢板。接着，对于所得到的冷轧钢板，在氧浓度20ppm以下的炉内在氢4％及氮平衡的混合气体气氛中在表2中所示的条件下实施退火工序，接着同样地在表2中所示的条件下实施冷却工序而制造钢母材。
接着，将所制造的钢母材切断成100mm×200mm，使用本公司制的间歇式热浸镀试验装置对该钢母材实施镀覆。更具体而言，首先，将所制造的钢母材在具有规定的化学组成的镀浴中浸渍约3秒钟，接着将其以提拉速度20～200mm/秒提拉，通过N2气体擦拭将镀层的附着量调整为表2中所示的值。接着，将附着有镀层的钢母材使用控制为表2中所示的露点的氮气作为冷却气体从镀浴温度(约420～480℃)冷却至室温，由此得到在钢母材的两面形成有镀层的镀覆钢板。板温使用点焊于钢母材的中心部的热电偶来测定。
[镀层的化学组成分析]
镀层的化学组成如以下那样操作来确定。首先，将镀覆钢板装入到900℃的大气加热炉中，在镀覆钢板的温度达到炉内温度-10℃之后，保持100秒钟。接着，将镀覆钢板从炉中取出，以处于室温程度的温度的平板模具将镀覆钢板夹入并骤冷。将在加热及骤冷后切断成30mm×30mm的样品浸渍于在10％的盐酸中加有1％的HIBIRON(A-6)(SUGIMURAChemical Industrial株式会社制)的室温的酸性水溶液中，将镀层进行酸洗剥离后，对溶解于水溶液中的镀覆成分利用ICP发光分光法进行测定，由此来确定。将其结果示于表2中。
[热冲压(HS)成型时的耐LME性的评价]
首先，从镀覆钢板采集180mm×50mm的坯料，将该坯料装入到900℃的炉内，在坯料的温度达到炉内温度-10℃之后，在炉内保持100秒钟。接着，将坯料从炉中取出，在达到800℃之后，使用处于室温程度的温度的帽成型模具实施帽成型及模具骤冷。此时，使成型速度变化为200mm/秒、100mm/秒及50mm/秒。帽成型后的成型体(热冲压成型体)的形状如图1中所示的那样。将帽成型后的成型体中的弯曲部截面切出进行SEM观察，调查各成型速度下的LME开裂产生的有无，如以下那样评价耐LME性。
AAA：成型速度200mm/秒时无LME开裂
AA：成型速度100mm/秒时无LME开裂
A：成型速度50mm/秒时无LME开裂
B：成型速度50mm/秒时有LME开裂
[耐蚀性的评价]
热冲压成型后的耐蚀性如以下那样操作来评价。首先，将镀覆钢板装入到900℃的大气加热炉中，在镀覆钢板的温度达到炉内温度-10℃之后，保持100秒钟。接着，将镀覆钢板从炉中取出，以处于室温程度的温度的平板模具将镀覆钢板夹入并骤冷。将加热及骤冷后的热冲压成型体的样品50mm×100mm按照磷酸Zn处理(SD5350系统：NipponpaintIndustrial Coatings公司制标准)实施，接着以20μm实施电沉积涂装(PN110POWERNICSGRAY：Nipponpaint Industrial Coatings公司制标准)，以温度150℃及20分钟进行烘烤处理。接着，在样品中央导入到达至基底金属(钢母材)的切纹。接着，实施360个循环的按照JASO(M609-91)的复合循环腐蚀试验。接着，使用剥离剂将电沉积涂膜除去，使用添加抑制剂的10％HCl水溶液将镀层除去后，使用激光计测定基底金属腐蚀深度，如以下那样评价耐蚀性。
AAA：基底金属腐蚀深度为0.1mm以下
AA：基底金属腐蚀深度为超过0.1mm且为0.3mm以下
A：基底金属腐蚀深度为超过0.3mm且为0.4mm以下
B：基底金属腐蚀深度为超过0.4mm
[热冲压(HS)后的硬度的评价]
首先，与耐蚀性的评价的情况同样地，将镀覆钢板装入到900℃的大气加热炉中，在镀覆钢板的温度达到炉内温度-10℃之后，保持100秒钟。接着，将镀覆钢板从炉中取出，以处于室温程度的温度的平板模具将镀覆钢板夹入并骤冷，得到热冲压成型体(HS条件A)。另一方面，除了将镀覆钢板装入到700℃的大气加热炉中以外，与HS条件A同样地操作，得到比较例42的热冲压成型体(HS条件B)。从所得到的热冲压成型体的端部除外的任意的位置按照可观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出试验片。将试验片的板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨，接着使用使粒度1～6μm的金刚石粉分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面，将该板厚截面作为测定面。接着，使用显微维氏硬度试验机以载荷1kgf、以压痕的3倍以上的间隔测定维氏硬度。按照不包含被低碳浓度化的表层部的方式在钢母材的厚度的1/2位置附近随机地进行合计20点测定，将它们的算术平均确定为热冲压(HS)后的硬度，如以下那样进行评价。
AAA：HS后硬度为超过550HV
AA：HS后硬度为超过500HV且为550HV以下
A：HS后硬度为400～500HV
B：HS后硬度低于400HV
将HS后的硬度的评价为AAA、AA及A、耐LME性的评价为AAA、AA及A、耐蚀性的评价为AAA、AA及A的情况评价为高强度并且热冲压成型中的耐LME性优异、进而即使是在热冲压成型后也能够维持高耐蚀性的热冲压成型体。将其结果示于表2中。在表2中所示的热冲压成型体中，马氏体以外的剩余部分组织为贝氏体、铁素体、残留奥氏体和/或珠光体。
[表1]
[表2-1]
[表2-2]
若参照表2，则就比较例38而言，虽然耐LME性及耐蚀性良好，但HS后的硬度低，因此无法达成所期望的高强度。就比较例39而言，认为由于退火工序的加热温度低，因此冷轧钢板的表层部中的脱碳不充分。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。就比较例40而言，认为由于退火工序的保持时间短，因此同样地冷轧钢板的表层部中的脱碳不充分。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。就比较例41而言，认为由于退火工序的露点低，因此同样地冷轧钢板的表层部中的脱碳不充分。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。对比较例39～41所涉及的热冲压成型前的镀覆钢板利用SEM进行截面观察，结果从钢母材的表面起在板厚方向上珠光体的面积率成为20％以下的深度区域都低于3μm。就比较例42而言，认为由于冷却工序中的1次冷却的平均冷却速度低，因此在高温下珠光体析出，其沿着晶界而形成，促进了热冲压成型的高温加热时的复碳。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。就比较例43而言，认为由于冷却工序中的1次冷却的控制温度高，因此同样地在高温下珠光体析出而沿着晶界形成，促进了热冲压成型的高温加热时的复碳。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。对比较例42及43所涉及的热冲压成型前的镀覆钢板利用SEM进行截面观察，结果在钢母材表层部中比较多地形成当量圆直径为5μm以上的粗大的珠光体。就比较例44而言，认为由于冷却工序中的2次冷却的控制温度低，因此不是珠光体，而是贝氏体主要析出，促进了热冲压成型的高温加热时的复碳。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。就比较例45而言，认为由于冷却工序中的2次冷却的平均冷却速度快，因此同样地不是珠光体，而是贝氏体主要析出，促进了热冲压成型的高温加热时的复碳。其结果是，从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度变高，耐LME性降低。就比较例46而言，由于镀层的附着量不充分，因此HS后的耐蚀性降低。就比较例47而言，由于热冲压条件不适宜，因此奥氏体化变得不充分，无法达成所期望的马氏体面积率，HS后的硬度降低。
与其相对照地，在全部的实施例所涉及的热冲压成型体中通过具有规定的镀覆化学组成，将镀层的附着量设定为每单面60g/m2以上，并且将从钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度控制为0.25质量％以下，从而即使是被暴露于900℃的高温下的情况下，也能够为高强度并且维持高耐蚀性，并且充分地发挥最初的由钢母材表层部的低碳浓度化带来的LME抑制效果而可靠地抑制或降低热冲压成型时的LME开裂的产生。对全部的实施例所涉及的热冲压成型前的镀覆钢板利用SEM进行截面观察，结果从钢母材的表面起在板厚方向上珠光体的面积率成为20％以下的深度区域都为3μm以上，此外钢母材表层部中的当量圆直径为5μm以上的粗大的珠光体的比例与比较例42及43相比充分地低。尤其是就将镀覆后的冷却气体的露点控制为-10～10℃的范围内的实施例2～18、20～31及33～36而言，能够将镀层中的Fe含量降低至60.0质量％以下，结果是耐蚀性的评价成为AA，与将镀覆后的冷却气体的露点设定为-40℃或-15℃的实施例1、19、32及37相比，能够进一步提高耐蚀性。此外，对各热冲压成型体进行GDS测定，结果在全部的实施例所涉及的热冲压成型体中确认到包含Fe-Al固溶体层、Fe-Zn固溶体层、和/或Fe-Al-Zn固溶体层的固溶体层的存在。

Claims (4)

1.一种热冲压成型体，其特征在于，其具备钢母材和配置于所述钢母材的表面的镀层，
所述镀层具有下述化学组成：以质量％计含有：
Al：0～0.50％、及
Fe：20.0～70.0％，
进一步含有合计为5.000％以下的下述元素中的至少1种：
Mg：0～低于0.500％、
Si：0～0.200％、
Ni：0～低于0.500％、
Ca：0～3.000％、
Sb：0～0.500％、
Pb：0～0.500％、
Cu：0～1.000％、
Sn：0～1.000％、
Ti：0～1.000％、
Cr：0～1.000％、
Nb：0～1.000％、
Zr：0～1.000％、
Mn：0～1.000％、
Mo：0～1.000％、
Ag：0～1.000％、
Li：0～1.000％、
La：0～0.500％、
Ce：0～0.500％、
B：0～0.500％、
Y：0～0.500％、
Sr：0～0.500％、
In：0～0.500％、
Co：0～0.500％、
Bi：0～0.500％、
P：0～0.500％、及
W：0～0.500％，
剩余部分：由Zn及杂质构成，
从所述钢母材的表面至深度方向上1μm为止的平均C浓度为0.25质量％以下，
所述钢母材以面积率计包含90％以上的马氏体，
所述镀层的附着量为每单面60g/m2以上，
所述热冲压成型体具有400HV以上的维氏硬度。
2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，所述平均C浓度为0.18质量％以下。
3.根据权利要求2所述的热冲压成型体，其特征在于，所述平均C浓度为0.10质量％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成型体，其特征在于，所述镀层的Fe含量为20.0～60.0质量％。
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