[0001] 本发明涉及热冲压成形体。

[0002] 作为将高强度钢板那样的成形困难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进行成形的热成形技术。就该技术而言，由于将材料加热后进行成形，因此在成形时钢材为软质且具有良好的成形性。因此，即使是高强度的钢材，也能够精度良好地成形为复杂的形状，此外，已知由于通过压制模具在成形的同时进行淬火，因此成形后的钢材具有充分的强度。

[0003] 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。此外，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，因此能够防止在热压时镀层凝结于模具上。

[0004] 与Al‑Zn系合金镀覆相关联地，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。此外，在专利文献2中教示了从耐蚀性提高的观点出发，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。

[0005] 此外，与Al‑Zn系合金镀覆相关联地，在专利文献3中记载了一种热压用Zn系镀覆钢材，其在最表层具有以Zn作为主体、以质量％计含有1％以上的Mn的氧化物层，在其下层具有包含Zn系合金的镀层，在Zn系镀层中含有Ni：0.01～20％、Cr：0.01～10％、Mn：0.01～10％、Mo：0.01～5％、Co：0.01～5％、Al：0.01～60％、Si：0.01～5％、Mg：0.01～10％、Ca：
0.01～5％、Sn：0.01～10％中的1种以上。

[0006] 此外，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于上述钢材的表面上的包含Zn‑Al‑Mg合金层的镀层的镀覆钢材，上述Zn‑Al‑Mg合金层具有Zn相，并且在上述Zn相中含有Mg‑Sn金属间化合物相，上述镀层以质量％计包含Zn：超过65.0％、Al：超过5.0％且低于25.0％、Mg：超过3.0％且低于12.5％、Ca：0％～3.00％、Si：0％以上且低于
2.5％等。

[0007] 同样地，在专利文献5中记载了一种镀覆钢材，其是具有钢材和配置于上述钢材的表面上且包含Zn‑Al‑Mg合金层的镀层的镀覆钢材，在上述Zn‑Al‑Mg合金层的截面中，MgZn2相的面积分率为45～75％，MgZn2相及Al相的合计的面积分率为70％以上，并且Zn‑Al‑MgZn2三元共晶组织的面积分率为0～5％，上述镀层以质量％计包含Zn：超过44.90％且低于79.90％、Al：超过15％且低于35％、Mg：超过5％且低于20％、Ca：0.1％以上且低于3.0％、Si：0％～1.0％等。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本特开2012‑112010号公报

[0011] 专利文献2：日本特开2009‑120948号公报

[0012] 专利文献3：日本特开2005‑113233号公报

[0013] 专利文献4：国际公开第2018/139619号

[0014] 专利文献5：国际公开第2018/139620号

[0015] 发明所要解决的课题

[0016] 例如，如果在热冲压成形中使用Zn系镀覆钢材，则以Zn熔融的状态被加工，因此有可能熔融的Zn会侵入钢中而在钢材内部产生开裂。这样的现象被称为液态金属脆化(LME)，已知因该LME而引起钢材的疲劳特性降低。

[0017] 另一方面，已知：如果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，则例如有可能在该热冲压成形中的加热时产生的氢会侵入钢材中而引起氢脆开裂。

[0018] 然而，就在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性及耐氢侵入性依然存在改善的余地。

[0019] 因此，本发明的目的是提供耐LME性及耐氢侵入性改善、进而耐蚀性也优异的热冲压成形体。

[0020] 用于解决课题的手段

[0021] 达成上述目的的本发明如下所述。

[0022] (1)一种热冲压成形体，其具备：钢母材；和形成于上述钢母材的表面的镀层，[0023] 上述镀层的化学组成以质量％计为：

[0024] Al：15.00～45.00％、

[0025] Mg：5.50～12.00％、

[0026] Si：0.05～3.00％、

[0027] Ca：0.05～3.00％、

[0028] Fe：20.00～50.00％、

[0029] Sb：0～0.50％、

[0030] Pb：0～0.50％、

[0031] Cu：0～1.00％、

[0032] Sn：0～1.00％、

[0033] Ti：0～1.00％、

[0034] Sr：0～0.50％、

[0035] Cr：0～1.00％、

[0036] Ni：0～1.00％、

[0037] Mn：0～1.00％、及

[0038] 剩余部分：Zn及杂质，

[0039] 上述镀层具备位于与上述钢母材的界面处的含有Fe及Al的界面层和位于上述界面层上的主层，

[0040] 上述主层以面积率计包含10.0～70.0％的含Mg‑Zn相及30.0～90.0％的含Fe‑Al相，

[0041] 上述含Mg‑Zn相包含选自MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相中的至少1种，

[0042] 上述含Fe‑Al相包含FeAl相及Fe‑Al‑Zn相，上述主层中的Fe‑Al‑Zn相的面积率为超过10.0％且为75.0％以下。

[0043] (2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，上述镀层的化学组成以质量％计包含：

[0044] Al：25.00～35.00％、及

[0045] Mg：6.00～10.00％。

[0046] (3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成形体，其中，上述含Mg‑Zn相包含MgZn相，上述主层中的MgZn相的面积率为5.0％以上。

[0047] (4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成形体，其中，上述含Mg‑Zn相包含MgZn相和Mg2Zn3相，上述主层中的MgZn相与Mg2Zn3相的合计面积率为25.0～50.0％。

[0048] (5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热冲压成形体，其中，上述主层中的FeAl相的面积率为5.0～25.0％。

[0049] 发明效果

[0050] 根据本发明，能够提供耐LME性及耐氢侵入性改善、进而耐蚀性也优异的热冲压成形体。附图说明

[0051] 图1表示以往的包含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)。

[0052] 图2表示本发明的热冲压成形体(实施例13)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)。

[0053] 图3表示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)。

[0054] 图4是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。

[0055] <热冲压成形体>

[0056] 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；和形成于上述钢母材的表面的镀层，上述镀层的化学组成以质量％计为：

[0057] Al：15.00～45.00％、

[0058] Mg：5.50～12.00％、

[0059] Si：0.05～3.00％、

[0060] Ca：0.05～3.00％、

[0061] Fe：20.00～50.00％、

[0062] Sb：0～0.50％、

[0063] Pb：0～0.50％、

[0064] Cu：0～1.00％、

[0065] Sn：0～1.00％、

[0066] Ti：0～1.00％、

[0067] Sr：0～0.50％、

[0068] Cr：0～1.00％、

[0069] Ni：0～1.00％、

[0070] Mn：0～1.00％、及

[0071] 剩余部分：Zn及杂质，

[0072] 上述镀层具备位于与上述钢母材的界面处的含有Fe及Al的界面层和位于上述界面层上的主层，

[0073] 上述主层以面积率计包含10.0～70.0％的含Mg‑Zn相及30.0～90.0％的含Fe‑Al相，

[0074] 上述含Mg‑Zn相包含选自MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相中的至少1种，

[0075] 上述含Fe‑Al相包含FeAl相及Fe‑Al‑Zn相，上述主层中的Fe‑Al‑Zn相的面积率为超过10.0％且为75.0％以下。

[0076] 例如，如果在热冲压成形中使用以往的Zn系镀覆钢材、Al‑Zn系镀覆钢材，则一般而言，该镀覆钢材在热冲压成形中被加热至约900℃或比其更高的温度。Zn由于沸点为约907℃而比较低，因此在这样的高温下镀层中的Zn蒸发或熔融而在该镀层中部分地产生高浓度的Zn液相，有可能因该液体Zn侵入钢中的晶体晶界处而引起液态金属脆化(LME)开裂。

[0077] 另一方面，就不含Zn的以往的Al镀覆钢材而言，虽然不会产生起因于Zn的LME开裂，但有可能在热冲压成形中的加热时大气中的水蒸汽被镀层中的Al还原而产生氢。其结果是，所产生的氢有可能侵入钢材中而引起氢脆开裂。此外，在Al‑Zn系镀覆钢材中，也由于Zn如上所述沸点比较低，因此有可能在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。这样的情况下，担心通过不仅起因于Al还起因于Zn而带来的氢向钢材中的侵入从而产生氢脆开裂。此外，从耐蚀性提高的观点出发，关于Zn系镀覆钢材或Al‑Zn系镀覆钢材中添加的Mg等元素，也有可能在高温下的热冲压成形中的加热时其一部分蒸发，与Zn的情况同样地产生氢而引起氢脆开裂。

[0078] 此外，如果在高温下的热冲压成形时具有耐蚀性提高效果的Zn和/或Mg蒸发从而这些元素的一部分消失，则当然会产生就热冲压后的成形体而言无法维持充分的耐蚀性这一问题。进而，如果镀层中的Zn和/或Mg蒸发并消失，则在热冲压后的镀层中，在从基底金属扩散来的Fe与镀层中的Al和/或Zn之间比较多地形成Al‑Fe系金属间化合物和/或Zn‑Fe系金属间化合物，这些金属间化合物在腐蚀环境中成为产生红锈的原因。

[0079] 于是，本发明的发明者们对包含Al‑Zn‑Mg系镀层的热冲压成形体的耐蚀性、耐LME性及耐氢侵入性进行了研究。其结果是，本发明的发明者们发现：在具有规定的化学组成的Al‑Zn‑Mg系镀层、且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，能够显著地降低或抑制因热冲压成形中的加热而产生LME及氢向钢材中的侵入，并且能够达成充分的耐蚀性。以下，参照附图更详细地进行说明。

[0080] 图1表示以往的包含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)。如果参照图1，则可知镀层1包含含有Zn及Mg的厚的氧化物层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及Mg的至少一部分作为氧化物沉积于镀层的表面而得到的层。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而使镀层中的Al成分扩散到钢母材4中而形成有固溶体的层。

[0081] 就图1中所示那样的以往的包含Al‑Zn‑Mg系镀层的热冲压成形体而言，由于在热冲压成形中的加热中Zn及Mg蒸发，因此产生LME及氢向钢材中的侵入，进而由于因Zn及Mg的蒸发而引起的这些元素的至少一部分的消失、以及伴随氧化物的形成而引起的作为金属相的Zn及Mg的减少而导致热冲压成形体的耐蚀性大大降低。此外，例如，在通过Mg的蒸发而使镀层1中的Zn浓度相对上升的情况等中，也担心会引起LME开裂。

[0082] 图2表示本发明的热冲压成形体(实施例13)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：位于与钢母材4的界面、更具体而言与构成钢母材4的一部分的扩散层3的界面处的含有Fe及Al的界面层5；和位于该界面层5上的主层6。此外，可知：与图1的情况相对照地，该主层6含有：包含选自MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相中的至少1种的含Mg‑Zn相7；和由Fe‑Al‑Zn相8a(颜色比较浓的岛状相)及FeAl相8b(颜色比较淡的岛状相)构成的含Fe‑Al相8。尤其，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7中存在、特别是分散存在岛状的含Fe‑Al相8(岛状的Fe‑Al‑Zn相8a及岛状的FeAl相8b)。在本发明的热冲压成形体中，通过在镀层1的主层6中比较多地含有图2中所示那样的含Mg‑Zn相7，能够显著地降低或抑制LME的产生及氢向钢材中的侵入，并且能够达成充分的耐蚀性。

[0083] 虽然并无意受任何特定理论的束缚，但据认为：就本发明的热冲压成形体而言，如与制造方法相关联地在下文详细说明的那样，在热冲压成形中的加热的初期，从镀层的表面组织中存在的针状Al‑Zn‑Si‑Ca相中溶出的Ca被大气中的氧优先氧化，在镀层的最表面形成致密的Ca系氧化皮膜。换言之，据认为：在热冲压成形前的镀层的表面组织中存在的针状Al‑Zn‑Si‑Ca相在热冲压成形中的加热的初期作为用于形成Ca系氧化皮膜的Ca供给源发挥功能，接着通过所供给的Ca的氧化而得到的Ca系氧化皮膜、更具体而言含Ca及Mg的氧化皮膜作为阻挡层发挥功能。

[0084] 据认为：通过这样的阻挡层的功能，能够降低或抑制镀层中的Zn及Mg向外部的蒸发、与其相关联的LME的产生、以及氢从外部的侵入。其结果是，据认为：就在热冲压成形后最终得到的成形体而言，与图1的情况不同，Zn及Mg在镀层中不会形成厚的氧化物层，而能够作为含Mg‑Zn相7以比较多的量即在主层6中以面积率计以10.0～70.0％的量存在，因此能够显著地抑制因Zn及Mg向外部的蒸发而引起的耐蚀性的降低。

[0085] 以下，对本发明的实施方式的热冲压成形体进行详细说明。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％”。

[0086] [钢母材]

[0087] 本发明的实施方式的钢母材可以为具有任意的厚度及组成的材料，没有特别限定，但例如优选为具有适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，例如可列举出下述钢板(例如冷轧钢板)等：具有0.3～2.3mm的厚度、并且以质量％计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。以下，对本发明中优选适用的上述钢母材中所含的各成分进行详细说明。

[0088] [C：0.05～0.40％]

[0089] 碳(C)是对于提高热冲压成形体的强度而言有效的元素。然而，如果C含量过多，则有可能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。

[0090] [Si：0～0.50％]

[0091] 硅(Si)是对于将钢进行脱氧而言有效的元素。然而，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，有可能磷酸盐处理的效率降低。此外，Si是使钢的Ac3点上升的元素。因此，热冲压的加热温度需要设定为Ac3点以上，因此如果Si量变得过量，则钢的热冲压的加热温度不得不变高。即，Si量多的钢在热冲压时被加热至更高温，其结果是，变得避免不了镀层中的Zn等的蒸发。为了避免这样的事态，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含量也可以为0％，但为了得到脱氧等效果，Si含量的下限值虽然根据所期望的脱氧水平而发生变化，但一般为0.05％。

[0092] [Mn：0.50～2.50％]

[0093] 锰(Mn)会提高淬透性，提高热冲压成形体的强度。另一方面，即使过量地含有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。

[0094] [P：0.03％以下]

[0095] 磷(P)是钢中所含的杂质。P在晶体晶界处偏析而使钢的韧性降低，使耐延迟断裂性降低。因此，P含量设定为0.03％以下。P含量优选尽可能减少，优选设定为0.02％以下。然而，P含量的过量降低会导致成本上升，因此优选将P含量设定为0.0001％以上。P的含有不是必需的，因此P含量的下限为0％。

[0096] [S：0.010％以下]

[0097] 硫(S)是钢中所含的杂质。S会形成硫化物而使钢的韧性降低，使耐延迟断裂性降低。因此，S含量设定为0.010％以下。S含量优选尽可能减少，优选设定为0.005％以下。然而，S含量的过量降低会导致成本上升，因此优选将S含量设定为0.0001％以上。S的含有不是必需的，因此S含量的下限为0％。

[0098] [sol.Al：0～0.10％]

[0099] 铝(Al)对钢的脱氧是有效的。然而，Al的过量含有会使钢材的Ac3点上升，因而热冲压的加热温度变高，变得避免不了镀层中的Zn等的蒸发。因此，Al含量设定为0.10％以下，优选为0.05％以下。Al含量也可以为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)。

[0100] [N：0.010％以下]

[0101] 氮(N)是不可避免地被包含于钢中的杂质。N会形成氮化物而使钢的韧性降低。在钢中进一步含有硼(B)的情况下，N通过与B结合而使固溶B量减少，使淬透性降低。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量优选尽可能减少，优选设定为0.005％以下。然而，N含量的过量降低会导致成本上升，因此优选将N含量设定为0.0001％以上。N的含有不是必需的，因此N含量的下限为0％。

[0102] 本发明的实施方式中适于使用的钢母材的基本化学组成如上所述。进而，上述的钢母材也可以任选地含有B：0～0.005％、Ti：0～0.10％、Cr：0～0.50％、Mo：0～0.50％、Nb：0～0.10％及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，各元素的含量的下限为0％。

[0103] [B：0～0.005％]

[0104] 硼(B)由于提高钢的淬透性，提高热冲压后的钢材的强度，因此也可以含有于钢母材中。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含量也可以为0.0001％以上。

[0105] [Ti：0～0.10％]

[0106] 钛(Ti)与氮(N)结合而形成氮化物，能够抑制因BN形成而引起的淬透性的降低。此外，Ti通过钉扎效应而在热冲压的加热时将奥氏体粒径微细化，能够提高钢材的韧性等。然而，即使过量地含有Ti，上述效果也饱和，而且，如果Ti氮化物过量地析出，则钢的韧性有可能降低。因此，Ti含量设定为0～0.10％。Ti含量也可以为0.01％以上。

[0107] [Cr：0～0.50％]

[0108] 铬(Cr)对于提高钢的淬透性、提高热冲压成形体的强度是有效的。然而，如果Cr含量过量，在热冲压的加热时大量地形成难以溶解的Cr碳化物，则钢的奥氏体化变得难以进行，相反淬透性会降低。因此，Cr含量设定为0～0.50％。Cr含量也可以为0.10％以上。

[0109] [Mo：0～0.50％]

[0110] 钼(Mo)会提高钢的淬透性。然而，即使过量地含有Mo，上述效果也饱和。因此，Mo含量设定为0～0.50％。Mo含量也可以为0.05％以上。

[0111] [Nb：0～0.10％]

[0112] 铌(Nb)是形成碳化物、在热冲压时将晶粒微细化而提高钢的韧性的元素。然而，如果过量地含有Nb，则上述效果饱和，进而使淬透性降低。因此，Nb含量设定为0～0.10％。Nb含量也可以为0.02％以上。

[0113] [Ni：0～1.00％]

[0114] 镍(Ni)是在热冲压的加热时能够抑制起因于熔融Zn的脆化的元素。然而，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含量也可以为0.10％以上。

[0115] 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。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，并不是对该热冲压成形体中有意添加的成分。

[0116] [镀层]

[0117] 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；和位于该界面层上的主层，且作为镀层整体具有下述的平均组成。

[0118] [Al：15.00～45.00％]

[0119] Al是对于在热冲压成形中的加热时抑制Zn及Mg的蒸发而言所必需的元素。如上文说明的那样，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相中溶出的Ca被大气中的氧优先氧化，在镀层的最表面形成致密的Ca系氧化皮膜、更具体而言为含Ca及Mg的氧化皮膜。据认为：这样的Ca系氧化皮膜作为用于抑制Zn及Mg的蒸发的阻挡层发挥功能。为了表现出该阻挡层的功能，热冲压成形后的镀层中的Al含量需要设定为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45.00％，则在热冲压成形前的镀层中优先生成Al4Ca等金属间化合物，变得难以以充分的量形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相。因此，Al含量设定为45.00％以下，优选为40.00％以下或35.00％以下。

[0120] [Mg：5.50～12.00％]

[0121] Mg是对于提高镀层的耐蚀性、改善涂膜膨起等而言有效的元素。此外，Mg还具有在热冲压成形中的加热时形成液相Zn‑Mg、抑制LME开裂的效果。如果Mg含量低，则产生LME的可能性增大。从耐蚀性的提高及LME的抑制的观点出发，Mg含量设定为5.50％以上，优选为6.00％以上。另一方面，如果Mg含量过高，则存在下述倾向：由于过度的替化防蚀作用，而使涂膜膨起及流锈的产生急剧变大。因此，Mg含量设定为12.00％以下，优选为10.00％以下。

[0122] [Si：0.05～3.00％]

[0123] Si是对于在热冲压成形中的加热时抑制Zn及Mg的蒸发而言所必需的元素。如上文说明的那样，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，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系氧化皮膜形成的阻挡层。为了表现出该阻挡层的功能，热冲压成形后的镀层中的Si含量需要设定为0.05％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.40％以上。另一方面，在Si含量过量的情况下，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相从而耐蚀性大大恶化。此外，在Si含量过量的情况下，在热冲压成形前的镀层中优先形成该Mg2Si相，变得难以以充分的量形成针状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。

[0124] [Ca：0.05～3.00％]

[0125] Ca是对于在热冲压成形中的加热时抑制Zn及Mg的蒸发而言所必需的元素。如上文说明的那样，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，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系氧化皮膜形成的阻挡层。为了表现出该阻挡层的功能，热冲压成形后的镀层中的Ca含量需要设定为0.05％以上，优选为0.40％以上。另一方面，在Ca含量过量的情况下，在热冲压成形前的镀层中优先生成Al4Ca等金属间化合物，变得难以以充分的量形成针状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。

[0126] [Fe：20.00～50.00％]

[0127] 如果在热冲压成形时将镀覆钢材进行加热，则来自钢母材的Fe扩散到镀层中，因此在该镀层中必然地含有Fe。Fe与镀层中的Al结合，在与钢母材的界面处形成由主要含有Fe及Al的金属间化合物构成的界面层，进而在位于该界面层上的主层中形成含Fe‑Al相。因此，如果界面层的厚度越增加、主层中的含Fe‑Al相的量越增大，则Fe含量变得越高。如果Fe含量低，则含Fe‑Al相的量减少，因此主层的结构变得容易崩坏。更具体而言，如果Fe含量低，则Zn及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变得容易蒸发，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，如果Fe含量过高，则主层中的含Fe‑Al相的量变多，该主层中的含Mg‑Zn相的量相对地减少，因此耐蚀性降低。因此，Fe含量设定为50.00％以下，优选为45.00％以下，更优选为40.00％以下。

[0128] 镀层的化学组成如上所述。进而，镀层也可以任选地含有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％及Mn：0～1.00％中的1种或2种以上。虽然没有特别限定，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。

[0129] [Sb：0～0.50％、Pb：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Sn：0～1.00％、Ti：0～1.00％][0130] Sb、Pb、Cu、Sn及Ti可被包含于主层中存在的含Mg‑Zn相中，但只要为规定的含量的范围内，则不会对作为热冲压成形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，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从而涂装后耐蚀性恶化。进而，如果Pb及Sn的含量变得过量，则存在耐LME性降低的倾向。因此，Sb及Pb的含量为0.50％以下，优选为0.20％以下，Cu、Sn及Ti的含量为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。需要说明的是，这些元素的含有不是必需的，各元素的含量的下限为0％。

[0131] [Sr：0～0.50％]

[0132] Sr通过在镀层的制造时包含于镀浴中而能够抑制形成于该镀浴上的顶部浮渣的生成。此外，Sr存在在热冲压的加热时抑制大气氧化的倾向，因此能够抑制热冲压后的成形体中的颜色变化。这些效果即使为少量也可发挥，因此Sr含量也可以为0.01％以上。另一方面，在Sr含量过量的情况下，存在涂膜膨起及流锈的产生变大、耐蚀性恶化的倾向。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。

[0133] [Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Mn：0～1.00％]

[0134] Cr、Ni及Mn具有在镀层与钢母材的界面附近浓集而使镀层表面的锌花消失等效果。为了得到这样的效果，Cr、Ni及Mn的含量分别优选设定为0.01％以上。另一方面，这些元素可被包含于界面层中或可被包含于主层中存在的含Fe‑Al相中。然而，在这些元素的含量过量的情况下，存在涂膜膨起及流锈的产生变大、耐蚀性恶化的倾向。因此，Cr、Ni及Mn的含量分别设定为1.00％以下，优选为0.50％以下，更优选为0.10％以下。

[0135] [剩余部分：Zn及杂质]

[0136] 在镀层中上述成分以外的剩余部分由Zn及杂质构成。Zn从防锈的观点出发在镀层中是必需的成分。Zn在镀层的主层中主要作为含Mg‑Zn相存在，大大有助于耐蚀性的提高。如果Zn含量低于3.00％，则有可能无法维持充分的耐蚀性。因此，Zn含量优选为3.00％以上。Zn含量的下限也可以设定为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，其结果是变得容易产生LME及氢侵入。因此，Zn含量优选为50.00％以下。Zn含量的上限也可以设定为45.00％、40.00％或35.00％。进而，由于Zn能够与Al置换，因此少量的Zn可与含Fe‑Al相中的Fe形成固溶体。此外，镀层中的杂质是指在制造镀层时通过以原料作为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，并不是对镀层中有意添加的成分。在镀层中，作为杂质，也可以在不妨碍本发明的效果的范围内微量地含有除上文说明的元素以外的元素。

[0137] 镀层的化学组成通过下述方式来确定：将镀层溶解于加有抑制钢母材腐蚀的抑制剂的酸溶液中，对所得到的溶液利用ICP(高频电感耦合等离子体)发光分光法进行测定。该情况下，所测定的化学组成为主层与界面层的合计的平均组成。

[0138] 镀层的厚度例如可以为3～50μm。此外，在钢母材为钢板的情况下，镀层也可以被设置于该钢板的两面或也可以仅被设置于单面。镀层的附着量没有特别限定，但例如可以2 2
是每单面为10～170g/m。也可以将其下限设定为20或30g/m，也可以将其上限设定为150或
2
130g/m 。在本发明中，关于镀层的附着量，将镀层溶解于加有抑制基底金属腐蚀的抑制剂的酸溶液中，由酸洗前后的重量变化来确定。

[0139] [界面层]

[0140] 界面层为含有Fe及Al的层，更具体而言，为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结合而成的层，由主要含有Fe及Al的金属间化合物(以下，也简称为“含Fe‑Al的金属间化合物”。)构成。

[0141] 含Fe‑Al的金属间化合物为具有规定的质量比或原子比的金属间化合物，一般具有Fe：约67％及Al：约33％的化学计量组成(质量％)。根据透射型电子显微镜(TEM)观察，有时会在界面层的表层处Al浓度高的FeAl3相作为不形成层的微小析出物而被形成，在钢母材附近Fe浓度高的Fe3Al相等作为不形成层的微小析出物而被形成。如果使用扫描型电子显微镜‑能量色散型X射线分光法(SEM‑EDX)等，以5000倍左右的倍率对界面层进行定量分析，则Al含量在30.0～36.0％的范围内发生变动。此外，界面层根据钢母材及镀层的化学组成，有时会含有少量的Zn、Mn、Si及Ni等。因此，界面层一般含有Al：30.0～36.0％，剩余部分由Fe及低于3.0％的其他成分(例如，Zn、Mn、Si及Ni)构成。

[0142] 界面层还构成钢母材的阻挡层，具有一定的耐蚀性。因此，界面层能够在涂膜下腐蚀时防止钢母材的溶出，抑制由切割伤产生的流红锈(具体而言，由切割伤以下垂状形成条纹花纹的红锈)的产生。为了得到这样的效果，界面层的厚度优选为0.1μm以上，更优选为0.5μm以上。然而，如果界面层过厚，则有可能因含Fe‑Al的金属间化合物为脆性而引起热冲压后的疲劳特性降低。因此，界面层的厚度优选为10.0μm以下，更优选为7.0μm以下，最优选为5.0μm以下。

[0143] [主层]

[0144] 主层以面积率计包含10.0～70.0％的含Mg‑Zn相及30.0～90.0％的含Fe‑Al相。主层具有抑制热冲压时的氧化皮产生的效果，并且还有助于热冲压成形体的耐蚀性。主层具有含Mg‑Zn相与含Fe‑Al相混合存在的结构，一般而言，如图2中所示的那样，具有下述结构(海岛结构)：在作为基体相的含Mg‑Zn相7中存在、特别是分散存在岛状的含Fe‑Al相8。参照图2可知，岛状的含Fe‑Al相8不仅包含分别单独存在的岛状的Fe‑Al‑Zn相8a及岛状的FeAl相8b，还包含相邻的多个岛状的Fe‑Al‑Zn相8a等的凝聚体。

[0145] [含Mg‑Zn相]

[0146] 在本发明的实施方式中，在热冲压成形后的镀层中，通过按照具有耐蚀性提高效果的Zn及Mg作为含Mg‑Zn相以面积率计以10.0～70.0％的量存在于主层中的方式来构成，从而能够显著地降低或抑制因热冲压时的加热而产生LME及氢向钢材中的侵入，并且在热冲压后的成形体中也能够达成充分的耐蚀性。如果含Mg‑Zn相的面积率低于10.0％，则无法充分得到这样的效果。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70.0％以下，例如也可以为60.0％以下或50.0％以下。

[0147] 含Mg‑Zn相包含选自MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相中的至少1种。这里，虽然由于MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相为金属间化合物，因此据认为各相的Mg与Zn的原子比大致恒定，但实际上有可能Al、Fe等部分地固溶，因此会有些变动。因此，在本发明中，在具有Mg及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。通过含Mg‑Zn相包含这些相，能够显著地提高热冲压成形体的耐蚀性。尤其是，在含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。为了可靠地得到这样的效果，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。此外，含Mg‑Zn相优选包含MgZn相和Mg2Zn3相，主层中的MgZn相与Mg2Zn3相的合计面积率优选为10.0％以上或25.0以上，另一方面，也可以为60.0％以下或50.0％以下。通过将含Mg‑Zn相控制在这样的范围内，能够显著地降低或抑制因热冲压时的加热而产生LME及氢向钢材中的侵入，并且在热冲压后的成形体中也能够达成充分的耐蚀性。

[0148] [含Fe‑Al相]

[0149] 如上所述，主层以面积率计包含30.0～90.0％的含Fe‑Al相。如果含Fe‑Al相的面积率超过90.0％，则主层中所含的含Mg‑Zn相的量变少从而耐蚀性降低。另一方面，含Fe‑Al相的面积率设定为30.0％以上，例如也可以为40.0％以上。含Fe‑Al相由于成为在含Mg‑Zn相中腐蚀进展时的障碍物，因此通过存在含Fe‑Al相而能够提高耐蚀性。如果更详细地进行说明，则由于含Fe‑Al相(Fe‑Al‑Zn相及FeAl相)在主层中不是作为层状组织存在而是作为岛状组织存在，因此在具有耐蚀性提高效果的含Mg‑Zn相中腐蚀进展的情况下，腐蚀变得按照避开这些岛状的含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。

[0150] 含Fe‑Al相包含Fe‑Al‑Zn相及FeAl相，主层中的Fe‑Al‑Zn相的面积率为超过10.0％且为75.0％以下。在本发明中，含Fe‑Al相是指具有Fe、Al及Zn的合计为90.0％以上的化学组成者，在具有这样的化学组成的含Fe‑Al相中，将Zn含量为1.0％以上的相定义为Fe‑Al‑Zn相，将Zn含量低于1.0％的相定义为FeAl相。虽然并无意受任何特定理论的束缚，但据认为：Fe‑Al‑Zn相及FeAl相并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在处于熔融状态的镀层中以球状进行核生成，其以岛状进行生长。

[0151] 如下文详细说明的那样，通过适宜地控制热冲压成形前的镀覆钢材的制造条件，能够使镀层的表面组织中分散存在针状Al‑Zn‑Si‑Ca相。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及Mg的蒸发，在处于熔融状态的主层内部引起核生成，含Fe‑Al相以岛状生长。在本发明的实施方式中，主层中的Fe‑Al‑Zn相的面积率例如也可以为20.0％以上或30.0％以上，也可以为70.0％以下、65.0％以下或60.0％以下。此外，在本发明的实施方式中，主层中的FeAl相的面积率例如也可以为3.0％以上或5.0％以上，也可以为25.0％以下、20.0％以下或17.0％以下。如上所述，含Fe‑Al相、特别是Fe‑Al‑Zn相及FeAl相具有岛状的形状，虽然没有特别限定，但长宽比基本不会超过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规定，但例如也可以为1.0以上、1.2以上或1.5以上。在本发明中，所谓长宽比是指含Fe‑Al相(Fe‑Al‑Zn相及FeAl相)的最长径(长径)和与其正交的该含Fe‑Al相的直径中的最长径(短径)之比。

[0152] [其他金属间化合物]

[0153] 主层除了含Mg‑Zn相及含Fe‑Al相中所含的物质以外，还可以含有其他金属间化合物。作为该其他金属间化合物，没有特别限定，但例如可列举出镀层中所含的含有Si及Ca等元素的金属间化合物、具体而言为Mg2Si及Al4Ca等。然而，如果主层中的该其他金属间化合物的面积率变得过大，则有可能无法充分确保上述的含Mg‑Zn相和/或含Fe‑Al相。因此，其他金属间化合物的面积率例如Mg2Si及Al4Ca的面积率合计优选为10.0％以下，更优选为5.0％以下。

[0154] [氧化物层]

[0155] 在镀层的表面，有可能由于镀覆成分的氧化而形成氧化物层。这样的氧化物层有可能会降低热冲压后的成形体的化学转化处理性及电沉积涂装性。因此，氧化物层的厚度优选薄，例如优选为1.0μm以下。在热冲压成形时产生了Zn及Mg的蒸发的情况下，形成超过1.0μm的厚的含Mg‑Zn氧化物层。

[0156] [扩散层]

[0157] 在本发明的实施方式中，如图2中所示的那样，有可能在镀层1之下形成扩散层3。该扩散层是构成钢母材的一部分的层，更具体而言，是通过热冲压成形中的加热而使镀层中的Al成分扩散到钢母材中而形成固溶体的层。在存在扩散层的情况下，其厚度一般为0.1μm以上、例如0.5μm以上或1.0μm以上。然而，如果扩散层变得过厚，则镀层、特别是主层中的Al成分变少，是不优选的。因此，扩散层的厚度一般为15.0μm以下，优选为10.0μm以下，更优选为5.0μm以下。

[0158] 主层、界面层、扩散层及氧化物层的厚度通过下述方式来确定：从热冲压成形体中切取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。此外，如果在SEM的反射电子图像中实施观察，则观察时的对比度根据金属成分不同而不同，因此能够对各层进行识别，确认各层的厚度。在界面层与主层的界面难以辨认、无法确定界面层的厚度的情况下，也可以实施线性分析，将Al含量成为30.0～36.0％的位置确定为界面层与主层的界面。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，从而确定主层、界面层、扩散层及氧化物层的厚度。

[0159] 在本发明中，主层中的各相的面积率如以下那样操作来确定。首先，将所制作的试样切断成25mm×15mm的大小，由对镀层的任意截面以1500倍的倍率拍摄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，通过电脑图像处理来测定主层中2
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400μmm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相及其他金属间化合物的面积率。此外，含Mg‑Zn相的面积率被确定为MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相的合计面积率，同样地，含Fe‑Al相的面积率被确定为FeAl相及Fe‑Al‑Zn相的合计面积率。

[0160] <热冲压成形体的制造方法>

[0161] 接下来，对本发明的实施方式的热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。以下的说明旨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，并非旨在将该热冲压成形体限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造。

[0162] 上述制造方法包含形成钢母材的工序、在上述钢母材上形成镀层的工序及将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。

[0163] [钢母材的形成工序]

[0164] 在钢母材的形成工序中，例如，首先，制造具有与对于钢母材在上文说明的化学组成相同化学组成的钢液，使用所制造的钢液通过铸造法来制造板坯。或者，也可以使用所制造的钢液通过铸锭法来制造钢锭。接着，将板坯或钢锭进行热轧来制造钢母材(热轧钢板)。根据需要，也可以将热轧钢板进行酸洗，接着将该热轧钢板进行冷轧，使用所得到的冷轧钢板作为钢母材。

[0165] [镀层的形成工序]

[0166] 接着，在镀层的形成工序中，在钢母材的至少单面、优选在两面形成具有规定的化学组成的镀层。

[0167] 更具体而言，首先，将上述的钢母材在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。接着，将钢母材在具有规定的化学组成的镀浴中浸渍0.1～60秒钟后，将其捞起，通过气体擦拭法立即吹附N2气或空气从而将镀层的附着量调整为规定的范围内。

[0168] 镀层的附着量优选设定为每单面为10～170g/m2。本工序中，作为镀层附着的辅助，也可以实施预镀Ni、预镀Sn等预镀。然而，这些预镀由于对合金化反应造成变化，因此预2
镀的附着量优选设定为每单面为2.0g/m以下。

[0169] 最后，通过将附着有镀层的钢母材进行冷却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作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表示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)及α/τ共晶相12以外，还以比较大的量存在针状Al‑Zn‑Si‑Ca相13。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及Al作为主要成分的组织。

[0170] 虽然并无意受任何特定理论的束缚，但据认为：图3中所示的针状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系氧化皮膜的Ca供给源发挥功能。更具体而言，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中溶出的Ca被大气中的氧优先氧化，在镀层的最表面形成致密的Ca系氧化皮膜、更具体而言为含Ca及Mg的氧化皮膜。据认为：这样的Ca系氧化皮膜作为用于抑制Zn及Mg的蒸发的阻挡层发挥功能。尤其是，通过在镀层的表面组织中存在规定的量、更具体而言以面积率计为2.0％以上的针状Al‑Zn‑Si‑Ca相
13，从而有效地发挥这样的作为阻挡层的功能。因此，据认为：能够降低或抑制热冲压时的镀层中的Zn及Mg向外部的蒸发以及氢从外部的侵入，进而能够显著地抑制因Zn及Mg向外部的蒸发而引起的耐蚀性的降低。

[0171] 在本方法中，适宜地控制处于液相状态的镀层凝固时的冷却条件、更具体而言将附着有镀层的钢母材以2个阶段进行冷却，这在使该镀层的表面组织中以规定的量形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相的方面是极为重要的。如果更详细地进行说明，则冷却速度的具体值可根据镀层的化学组成等来进行变化，但为了以规定的量可靠地形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相，下述方式是有效的：将附着有镀层的钢母材首先以14℃/秒以上、优选以15℃/秒以上的平均冷却速度从浴温(一般为500～700℃)冷却至450℃，接着以5.5℃/秒以下、优选以5℃/秒以下的平均冷却速度从450℃冷却至350℃。通过设定为这样的冷却条件、即骤冷和慢冷却的2个阶段冷却，从而在最初的骤冷时制造出过饱和的状态而成为容易生成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相的核的状态，使该核大量生成，在接下来的慢冷却时使该核缓慢地生长，由此在镀层的表面组织中形成、特别是分散地形成以面积率计为2.0％以上的针状Al‑Zn‑Si‑Ca相。其结果是，即便是热冲压中的900℃以上的加热温度的情况，也能够抑制Zn及Mg的蒸发，能够显著地降低或抑制LME及氢向钢材中的侵入，并且在热冲压后的成形体中也能够达成充分的耐蚀性。另一方面，在不进行上述的2个阶段冷却的情况下，由于在镀层的表面组织中无法形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相或无法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的大部分蒸发。所蒸发的Zn及Mg的一部分作为氧化物而沉积于钢母材上，形成一般超过1.0μm、例如为2.0μm以上或3.0μm以上的厚的含Mg‑Zn氧化物层。其结果是，所得到的热冲压成形体的耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性大大降低。

[0172] 如果骤冷和慢冷却的冷却速度变更点变得高于约450℃，则有可能不会充分生成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相的核，另一方面，如果冷却变更点变得低于约450℃，则有可能无法使生成的核充分地生长。任一情况下，都变得难以使镀层的表面组织中以规定的量、更具体而言以面积率计为2.0％以上的量存在针状Al‑Zn‑Si‑Ca相。因此，冷却速度变更点如下文所述的那样需要从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，如上述那样优选设定为450℃。

[0173] [热冲压(热压)成形工序]

[0174] 最后，在热冲压(热压)成形工序中，具备镀层的钢母材被热压制。本工序通过下述方式来实施：将具备镀层的钢母材装入到加热炉中，达到900℃后，以规定的保持时间进行保持，接着进行热压制。上述保持时间是指达到900℃后的在900℃以上且低于1000℃下的保持时间。该保持时间的具体值可根据保持温度及镀层的化学组成等来进行变化，但一般为30秒～4分钟，为了可靠地得到具有具备上文说明的包含含Mg‑Zn相及含Fe‑Al相的主层的镀层的本发明的实施方式的热冲压成形体，该保持时间为1分钟～3.5分钟。

[0175] 实施例

[0176] 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。

[0177] [例A]

[0178] 在本例子中，在各种条件下制造本发明的实施方式的热冲压成形体，对这些特性进行了调查。

[0179] 首先，使用下述钢液通过连续铸造法来制造板坯：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及杂质。接着，将该板坯进行热轧而制造热轧钢板，将该热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧来制造具有1.4mm的板厚的冷轧钢板(钢母材)。

[0180] 接着，将所制造的钢母材切断成100mm×200mm，接着使用RHESCA公司制分批式热浸镀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氧浓度为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下冷却至镀浴温度+20℃为止。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，将其以捞起速度为20～200mm/秒进行捞起，通过N2气擦拭将镀层的附着量调整为表1中所示的值。接着，通过将附着有镀层的钢母材在表1中所示的条件下进行2个阶段冷却，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，板温使用点焊于钢母材的中心部的热电偶来进行测定。

[0181] 接着，对所得到的镀覆钢材应用热冲压。具体而言，热冲压通过下述方式来实施：将镀覆钢材装入到加热炉中，接着加热至900℃并保持规定的时间后，用具备水冷套的模具进行热压。热冲压(HS)时的加热处理条件选择以下的条件X及Y中的某一者。利用模具的淬火按照直至马氏体相变开始点(410℃)左右为止成为50℃/秒以上的冷却速度的方式进行了控制。

[0182] X：在900℃下保持1分钟

[0183] Y：在900℃下保持4分钟

[0184]

[0185]

[0186] 实施例及比较例中得到的热冲压成形体中的镀层的化学组成及组织以及将镀覆钢材进行热冲压成形的情况下的各特性通过下述的方法来调查。将结果示于表1及2中。在表1及2中，比较例34及35分别涉及作为热冲压用镀覆钢材在以往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，示出了将这些钢板进行热冲压成形的情况下的结果。需要说明的是，比较例34及35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。此外，比较例34及35只不过是进行了市售品的评价的例子，因此这些钢板的制造方法的详细情况不明。此外，虽然在表2中未示出，但含Fe‑Al相(Fe‑Al‑Zn相及FeAl相)具有岛状的形状，在各含Fe‑Al相中长宽比为5.0以下。

[0187] [镀层的化学组成]

[0188] 镀层的化学组成通过下述方式来确定：将镀层溶解于加有抑制钢母材腐蚀的抑制剂的酸溶液中，对所得到的溶液通过ICP发光分光法进行测定。

[0189] [界面层、扩散层及氧化物层的厚度]

[0190] 关于界面层、扩散层及氧化物层的厚度，从热冲压成形体中切取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，将不同的3个视场中的这些测定值的平均确定为界面层、扩散层及氧化物层的厚度。

[0191] [主层中的各相的面积率及组成]

[0192] 主层中的各相的面积率如以下那样操作来确定。首先，将所制作的试样切断成25mm×15mm的大小，由对镀层的任意截面以1500倍的倍率拍摄的SEM的BSE图像和SEM‑EDS测绘图像，通过电脑图像处理来测定主层中的各相的面积率，将任意的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相及其他金属间化合物的面积率。此外，含Mg‑Zn相的面积率确定为MgZn相、Mg2Zn3相及MgZn2相的合计面积率，同样地，含Fe‑Al相的面积率确定为FeAl相及Fe‑Al‑Zn相的合计面积率。

[0193] [耐LME性]

[0194] 耐LME性通过对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。具体而言，将热冲压成形前的镀覆钢材的试样170mm×30mm在加热炉中进行加热，在试样的温度达到900℃的时刻从炉中取出，使用精密压制机而实施了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性如下那样进行评分。将AAA、AA、A及B的评价设定为合格。

[0195] AAA：即使R为1mm也没有产生LME开裂

[0196] AA：R为1mm时产生了LME开裂，但R为2mm时没有产生LME开裂

[0197] A：R为2mm时产生了LME开裂，但R为3mm时没有产生LME开裂

[0198] B：R为3mm时产生了LME开裂，但R为4mm时没有产生LME开裂

[0199] C：R为4mm时产生了LME开裂，但R为5mm时没有产生LME开裂

[0200] D：R为5mm时产生了LME开裂，但R为10mm时没有产生LME开裂

[0201] [耐蚀性]

[0202] 热冲压成形体的耐蚀性的评价如下那样操作来进行。首先，对热冲压成形体的试样50mm×100mm按照磷酸锌处理(SD5350系统：NIPPON PAINT INDUSTRIAL COATINGS公司制标准)来实施，接着以膜厚为20μm实施电沉积涂装(PN110 POWERNIX GRAY‑：NIPPON PAINT INDUSTRIAL COATINGS公司制标准)，以150℃及20分钟进行了烧结。接着，将形成有到达至基底金属的交叉切割伤(40×√2mm、2条)的涂装成形体供于按照JASO(M609‑91)的复合循环腐蚀试验，测定经过150个循环后的交叉切割周围8个部位的最大膨起宽度。求出所得到的测定值的平均值，如下那样进行了评分。将A及B的评价设定为合格。

[0203] A：从交叉切割伤起的涂膜膨起宽度为1mm以下

[0204] B：从交叉切割伤起的涂膜膨起宽度为1～2mm

[0205] C：从交叉切割伤起的涂膜膨起宽度为2～4mm

[0206] D：产生红锈

[0207] [耐氢侵入性]

[0208] 热冲压成形体的耐氢侵入性如下那样操作来进行。首先，将热冲压成形体的试样保管在液氮中，通过升温脱离法而求出侵入热冲压成形体中的氢的浓度。具体而言，将试样在具备气相色谱仪的加热炉中进行加热，测定直至250℃为止从试样中被释放的氢量。通过将所测定的氢量除以试样的质量来求出氢侵入量，如下那样进行了评分。将AAA、AA、A及B的评价设定为合格。

[0209] AAA：氢侵入量为0.1ppm以下

[0210] AA：氢侵入量为超过0.1ppm且为0.2ppm以下

[0211] A：氢侵入量为超过0.2ppm且为0.3ppm以下

[0212] B：氢侵入量为超过0.3ppm且为0.5ppm以下

[0213] C：氢侵入量为超过0.5ppm且为0.7ppm以下

[0214] D：氢侵入量为0.7ppm以上

[0215] 如果参照表1及2，则据认为：就比较例1而言，由于镀层中的Al及Ca含量少，因此在热冲压成形前的镀层的表面组织中未形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相，在热冲压成形中的加热时没有形成由Ca系氧化皮膜形成的阻挡层。其结果是，在上述加热时镀层中的Zn及Mg蒸发而生成超过1.0μm的厚的含Mg‑Zn氧化物层，在主层中未形成含Mg‑Zn相，耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例2而言，同样地由于镀层中的Ca含量少，因此在热冲压成形中的加热时未形成阻挡层，耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例4而言，由于在镀层中不含Mg，因此在主层中未形成含Mg‑Zn相，耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例5而言，由于在镀层中不含Ca，因此在热冲压成形中的加热时未形成阻挡层，耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例16及17而言，由于镀层的冷却不满足规定的2个阶段冷却条件，因此在热冲压成形前的镀层的表面组织中未充分形成针状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、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例18而言，镀层中的Mg含量多，由于过度的替化防蚀作用，导致耐蚀性降低，此外由于Mg含量多，因此起因于热冲压时的Mg的蒸发而产生氢侵入。就比较例19而言，由于在镀层中不含Si，因此在热冲压成形前的镀层的表面组织中未形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相，其结果是耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例20而言，由于镀层中的Si含量过高，因此在热冲压成形前的镀层中优先形成Mg2Si相(表2中的其他金属间化合物)，未充分形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相，其结果是耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就比较例23及33而言，由于镀层中的Ca含量或Al含量过高，因此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中的其他金属间化合物)，未充分形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相，其结果是耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。就使用了以往的合金化热浸镀锌钢板的比较例34而言，虽然耐氢侵入性优异，但耐LME性及耐蚀性的评价不良。就使用了以往的热浸镀铝钢板的比较例35而言，虽然耐LME性及耐蚀性优异，但耐氢侵入性的评价不良。

[0216] 与此相对照地，在本发明的全部实施例中，通过适宜地控制镀层的化学组成以及主层中所含的相及它们的面积率，能够得到耐LME性及耐氢侵入性改善、进而耐蚀性也优异的热冲压成形体。尤其是，如果参照表1及2，则可知：通过将镀层中的Al含量控制为25.00～35.00％从而耐LME性显著改善，同样地通过将镀层中的Mg含量控制为6.00～10.00％从而耐蚀性显著改善。此外，根据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，在全部的实施例中，在热冲压成形前的镀层的表面组织中以面积率计存在2.0％以上的针状Al‑Zn‑Si‑Ca相。

[0217] [例B]

[0218] 在本例子中，对与热冲压成形体的制造方法相关联地说明的镀层的形成工序中的2个阶段冷却条件进行了研究。使用具有规定的化学组成的镀浴在表3中所示的条件下形成具有表3中所示的化学组成的镀层，除此以外，与例A的情况同样地操作，得到在钢母材的两面形成有镀层的镀覆钢材。所得到的镀覆钢材中的镀层的组织等通过与例A的情况同样的方法进行了调查。将结果示于表4中。

[0219]

[0220]

[0221] 参照表3及4可知，就镀层的第1阶段的平均冷却速度为10℃/秒的比较例41而言，由于该平均冷却速度有些低，因此在热冲压成形前的镀层的表面组织中未充分形成针状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，其结果是未得到所期望的镀层组织，耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。此外，就镀层的第2阶段的平均冷却速度为7℃/秒的比较例42及43而言，由于该平均冷却速度有些高，因此同样地在热冲压成形前的镀层的表面组织中未充分形成针状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，其结果是未得到所期望的镀层组织，耐LME性、耐氢侵入性及耐蚀性的全部评价都为不良。由表1～4的结果可知：为了以2.0％以上的面积率更可靠地形成针状Al‑Zn‑Si‑Ca相，优选的是，首先以14℃/秒以上或15℃/秒以上的平均冷却速度从浴温冷却至450℃，接着以5.5℃/秒以下或5℃/秒以下的平均冷却速度从450℃冷却至350℃。

[0222] [例C]

[0223] 在本例子中，对镀层的2个阶段冷却中的骤冷与慢冷却之间的冷却速度变更点进行了研究。首先，使用用于形成与实施例12等类似的镀层的镀浴(浴温为600℃)，进一步将冷却速度变更点变更为375℃、400℃、425℃、450℃、475℃及500℃，将第1阶段的平均冷却速度设定为15℃/秒，然后将第2阶段的平均冷却速度设定为5℃/秒，除此以外，与例A的情况同样地操作，得到在钢母材的两面形成有镀层的镀覆钢材。对所得到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中。

[0224] 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％，无法确保2.0％以上，但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，尤其是在冷却速度变更点为450℃的情况下，能够达成最高的针状Al‑Zn‑Si‑Ca相的面积率。

[0225] 符号的说明

[0226] 1   镀层

[0227] 2   氧化物层

[0228] 3   扩散层

[0229] 4   钢母材

[0230] 5   界面层

[0231] 6   主层

[0232] 7   含Mg‑Zn相

[0233] 8   含Fe‑Al相

[0234] 8a  Fe‑Al‑Zn相

[0235] 8b  FeAl相

[0236] 11  α相

[0237] 12  α/τ共晶相

[0238] 13  针状Al‑Zn‑Si‑Ca相