热冲压钢材的制作方法

本发明涉及通过热冲压制造得到的热冲压钢材。

本申请基于2014年3月31日在日本申请的特愿2014-073814号主张优先权，并在此援引其内容。

背景技术：

为了使得用于汽车等的结构部件为高强度，有时使用通过热冲压制造得到的结构部件。热冲压是将加热到A_C3点以上的钢板一边在模具中压制一边在模具中将钢板骤冷的方法。即，热冲压同时进行压制加工和淬火。通过热冲压，能够制造形状精度高的高强度结构部件。例如，专利文献1、专利文献2和专利文献3公开了由包括这样的热冲压在内的制造方法制造得到的钢材(热冲压钢材)。这些专利文献所公开的热冲压钢材是对为了提高耐蚀性而施加了镀锌层的钢板实施热冲压来制造得到的钢材。

如上所述，热冲压对钢板在进行压制加工的同时进行淬火。另外，热冲压适于制造形状精度高的高强度结构部件。因此，通常来说，热冲压钢材的强度(抗拉强度)为1500MPa左右以上这样的高强度。然而，近年来，对于汽车等的碰撞安全性的要求提高；就汽车用部件来说，有时比起强度更要求碰撞时的冲击吸收性。为了提高冲击吸收性，通常优选强度低的材料。就热冲压钢材来说，已知通过改变钢板的合金元素量、热冲压条件能够一定程度地改变强度。然而，对于热冲压工序来说，根据部件来改变热冲压条件由于会导致制造负荷的上升而不优选。因此，近年来，要求与通过热冲压中的淬火得到1500MPa左右以上的抗拉强度的热冲压钢材具有相同化学组成、具有与以往同等以上的耐蚀性并且具有600～1450MPa左右的强度的热冲压钢材。

然而，上述专利文献1～3没有公开使热冲压钢材的强度降低的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-73774号公报

专利文献2：日本特开2003-129209号公报

专利文献3：日本特开2003-126921号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

本发明是鉴于上述问题而完成的。本发明的目的在于：提供具有比具有相同化学组成的现有热冲压钢材更高的冲击吸收性并且耐蚀性优异的具有镀锌层的热冲压钢材。

用于解决问题的手段

本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一个方案的热冲压钢材具备：母材，该母材是包含回火部的钢材，当将在加热到A_c3点以上的温度并保持了30分钟之后实施了水淬火的情况下距离表面的深度为板厚的1/4的位置处的维氏硬度定义为最高淬火硬度时，上述回火部具有上述最高淬火硬度的85％以下的硬度；以及镀锌层，该镀锌层形成在上述母材的上述回火部之上，其中，上述镀锌层包含固溶体层和片状层(lamellar layer)，上述固溶体层由固溶体相形成，并且上述固溶体相含有Fe和与上述Fe固溶的Zn，上述片状层由上述固溶体相和大写伽马相(capital gamma phase；Γ相)形成，上述片状层在上述镀锌层中的面积率为20％以下。

(2)根据上述(1)所述的热冲压钢材，其中，上述回火部的上述硬度可以为上述最高淬火硬度的60％以下，并且上述片状层在上述镀锌层中的上述面积率可以为5～20％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压钢材，其中，上述回火部的上述硬度可以为上述最高淬火硬度的50％以下。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压钢材，其中，上述回火部的维氏硬度可以为180～450Hv。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热冲压钢材，其中，其是通过如下方式制造的：在以使最高加热温度为A_c3点以上的方式加热了规定加热时间后，通过使用了模具的压制加工来同时实施加工和淬火，之后以规定回火温度来进行回火，

当将上述母材的A_c1点表示为A_c1、将上述回火温度以单位为℃表示为T、将上述淬火之后并且上述回火之前的钢材的Fe-Zn固溶体中的Zn浓度以单位为质量％表示为C时，可以满足下述式a。

A_c1≥T≥700-4.0×(35.0-C) (a)

(6)根据上述(5)所述的热冲压钢材，其中，上述回火温度可以为700℃～上述母材的A_c1点。

(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的热冲压钢材，其中，可以是上述母材之中的一部分为上述回火部。

发明效果

通过本发明的上述方案，能够提供具有比具有相同化学组成的现有热冲压钢材更高的冲击吸收性并且耐蚀性优异的具有镀锌层的热冲压钢材。

附图说明

图1是将具有镀锌层的热冲压钢材以400℃进行了回火时的镀锌层以及其周围的截面照片图像。

图2是将具有镀锌层的热冲压钢材以500℃进行了回火时的镀锌层以及其周围的截面照片图像。

图3是将具有镀锌层的热冲压钢材以700℃进行了回火时的镀锌层以及其周围的截面照片图像。

图4是表示图1所示的镀锌层的XRD测定结果的图。

图5是表示图2所示的镀锌层的XRD测定结果的图。

图6是表示图3所示的镀锌层的XRD测定结果的图。

图7是表示以不同的回火温度进行了回火的热冲压钢材的SST试验结果的图。

图8是Fe-Zn二元系状态图。

具体实施方式

本申请的发明者们对热冲压钢材的冲击吸收性和耐蚀性进行了研究。其结果是，本申请的发明者们得到了下述见解。

如上所述，通常热冲压钢材的强度(抗拉强度)低，则冲击吸收性提高。当对热冲压钢材实施回火时，能够使得抗拉强度与具有相同化学组成的现有热冲压钢材相比降低。即，能够提高热冲压钢材的冲击吸收性。

然而，当对包含镀锌层的热冲压钢材实施回火时，镀锌层的结构会变化。镀锌层的结构变化会影响耐蚀性。

以往以来，还没有就具有镀锌层的热冲压钢材报道过镀锌层在进行了回火时的变化。因此，本申请的发明者们根据以下要点就回火条件给镀锌层造成的影响和镀锌层构成给耐蚀性造成的影响进行了研究。

首先，准备多个满足后述的优选化学组成的板厚为1.6mm的钢板。接着，通过热浸镀锌法在这些钢板之上形成镀锌层。镀锌的附着量为60g/m²。对形成了镀锌层的钢板，实施热冲压。具体来说，将钢板装入炉温被设定为作为钢板的A_C3点以上的温度的900℃的加热炉，并加热4分钟。此时，在装入炉开始2分钟左右，钢板温度达到900℃。加热后，以具备有水冷夹套的平板模具夹住钢板来进行热冲压，制造热冲压钢材。就算是在慢的部分，热冲压时的冷却速度到马氏体相变开始点为止也为50℃/秒以上。

这里，A_c1点和A_c3点分别表示对钢材进行了加热时的奥氏体相变开始温度和奥氏体相变结束温度。A_c1点和A_c3可以通过Formastor试验等对加热了钢材时的热膨张进行测定来确定。具体来说，可以通过对从铁素体相变到奥氏体时的体积收缩进行观察来确定。另外，马氏体相变开始点可以通过对将加热到奥氏体化温度的钢材骤冷了时的热膨张进行测定来确定。具体来说，可以通过对从奥氏体到马氏体的体积膨张进行测定来确定。

对于所制造得到的各热冲压钢材，实施回火。回火温度在150℃～母材的A_c1点的范围内，对各热冲压钢材设定为不同温度。回火中的各热冲压钢材的加热时间均设定为5分钟。

对于以各回火温度进行了回火的热冲压钢材，进行显微组织观察和XRD测定。另外，根据这些结果来确定镀锌层的组织。

图1是回火温度为400℃时的热冲压钢材的镀锌层以及其周围的截面部的照片图像。图4是来自该截面部的表面的XRD测定结果。图2是回火温度为500℃时的热冲压钢材的镀锌层以及其周围的截面部的照片图像。图5是来自该截面部的表面的XRD测定结果。图3是回火温度为700℃时的热冲压钢材的镀锌层以及其周围的截面部的照片图像。图6是来自该截面部的表面的XRD测定结果。

截面部的显微组织观察是根据以下要点来实施的。即，将截面部用5％硝酸乙醇来蚀刻20～40秒，蚀刻之后用2000倍的SEM来观察显微组织。与镀层的构成相比，有无氧化物层对强度、耐蚀性几乎没有影响。因此，本申请着眼于镀层进行了研究。

XRD测定是使用Co管球来进行的。在XRD中，通常α-Fe的强度峰出现在衍射角2θ＝99.7°，但Zn固溶量越多则越向低角度侧位移。另外，作为Fe₃Zn₁₀的金属间化合物的大写伽马(Γ)的强度峰出现在衍射角2θ＝94.0°。图4～图6中的虚线L4表示α-Fe相的强度峰位置。虚线L3表示固溶Zn量少的固溶体相(Zn含量为5～25质量％；以下有时称为低Zn固溶体相)的强度峰位置。虚线L2表示固溶Zn量多的固溶体相(Zn含量为25～40质量％；以下有时称为高Zn固溶体相)的强度峰位置。虚线L1表示Γ相的强度峰位置。伴随着强度峰位置从虚线L4位移到L2，固溶体相中的Zn固溶量变多。

在回火温度为150℃以上且低于500℃的情况下，如图1和图4所示，镀锌层形成了固溶体层10。该固溶体层由强度峰位置为L2的高Zn固溶体相形成，不包含Γ相。图1中的符号20为母材中的回火部，符号30为形成在镀锌层之上的锌氧化物层。

另一方面，在回火温度为500℃以上且低于700℃的情况下，如图2所示，在镀锌层形成了固溶体层10和形成在固溶体层10之上的片状组织层(以下称为片状层)40，该片状组织层40由Γ相和低Zn固溶体相形成。进行了XRD测定的结果是，如图5所示，出现了低Zn固溶体相的强度峰(虚线L3位置)和Γ相的强度峰(虚线L1的位置)。即，该片状组织层主要是由Γ相和低Zn固溶体相形成的片状组织层(片状层)。

在回火温度为500℃以上且低于700℃的情况下，镀锌层含有以面积率计为0～70％的固溶体层(由高Zn固溶体相形成)10和以面积率计为30％以上的片状层40。

另外，在回火温度为700℃～母材的A_C1点的情况下，如图3所示，镀锌层在表层具备若干个片状层40，并且在片状层40之下(钢材侧)具备固溶体层10。片状层40在镀锌层中所占的面积率为5～20％。另外，XRD测定的结果是，如图6所示，在回火温度为500℃以上且低于700℃的情况下未检出的固溶体相的强度峰再次出现在虚线L2位置，与回火温度为500℃以上且低于700℃的情况相比，Γ相的强度峰(虚线L1位置)变小。

如上所示，镀锌层的组织根据回火条件而变化。因此，对以各回火温度实施了回火的热冲压钢材的耐蚀性进行了调查。

耐蚀性通过SST试验(Salt Spray Test；盐水喷雾试验)来评价。SST试验是以如下方法来实施的。

将各回火温度下的板状热冲压钢材的背面和端面用聚酯带密封。然后，在各钢材的表面横跨6天(144小时)实施了JIS Z2371“盐水喷雾试验方法”中所规定的试验。求出试验后的各钢材的腐蚀减量(腐蚀损耗量)，制作图7。图7是表示上述的热冲压钢材的SST试验(Salt Spray Test)后的腐蚀减量(g/m²)的图。

图7中的横轴表示回火温度(℃)，纵轴表示腐蚀减量(g/m²)。参照图7，回火温度为200～400℃和700℃的热冲压钢材的腐蚀减量与未实施回火的热冲压钢材为相同水平，为130g/m²以下。另一方面，对于回火温度为500～600℃的热冲压钢材来说，镀层的腐蚀减量与未实施回火的热冲压钢材相比显著提高。

即，对于片状层的面积率为20％以下的镀锌层来说，能够确保与不进行回火的热冲压钢材同等的耐蚀性。

由以上结果发现了：对于含有固溶体层和片状层的镀锌层来说，只要片状层的面积率为20％以下(包含0％)就能够维持耐蚀性。

另外，适用于汽车用部件等的热冲压钢材的表面多被涂装。涂装时，化学转化处理性高，则涂膜密合性高。因此，就片状层的面积率不同的镀锌层，对化学转化处理性进行了评价。其结果发现了：通过使镀锌层具有5％以上的片状层，化学转化处理性提高。

接着，使用与上述相同的原料，并除了将热冲压时的加热时间设定为6分钟或8分钟以外以与上述相同的条件进行了热冲压。然后，就这些热冲压钢材，如下所述那样对回火条件给镀锌层造成的影响进行了评价。

对于所制造得到的各热冲压钢材，实施回火。回火温度在150℃～母材的A_c1点的范围内，对各热冲压钢材设定为不同温度。回火中的各热冲压钢材的加热时间设定为5分钟。

如上所述，在热冲压时的加热时间为4分钟的情况下，当回火温度为500℃～700℃时片状层的面积率为30％以上，而在热冲压时的加热时间为6分钟的情况下，就算回火温度为500℃或690℃，片状层在镀锌层中的面积率也为5～20％。另外，在热冲压时的加热温度为8分钟的情况下，就算回火温度为520℃或680℃，镀锌层的面积率也为5～20％。

如上所述，根据热冲压时的加热时间的不同，就算是相同的回火温度，片状层的面积率也会变化。其理由可以考虑如下。即，在热冲压的加热时，根据加热时间，镀锌层中的Zn与作为母材的钢材中的Fe的合金化程度(具体来说，Fe-Zn固溶体中的Fe与Zn的比例)变化。这可以认为是因为，根据合金化程度，回火时用于从固溶体相分离到低Zn固溶体相和Γ相的二相分离的驱动力降低。

本申请的发明者们进一步进行了研究，结果发现了：在当将热冲压之后并且回火之前的Fe-Zn固溶体中的Zn浓度(质量％)设定为C、将回火温度设定为T时热冲压后的Fe-Zn固溶体中的Zn浓度C(质量％)和回火温度T(℃)满足以下的式1或式2的情况下，片状层在镀锌中的面积率为20％以下。进而，发现了：在满足式1的情况下，片状层的面积率为5～20％以上。

A_c1≥T≥700-4.0×(35.0-C) (1)

T≤500+8.0×(32.5-C) (2)

其中，式2中，在C≥32.5的情况下，设定为C＝32.5。

优选T≥700或T＜500。

就热冲压之后并且回火之前的Fe-Zn固溶体中的Zn浓度(质量％)来说，只要以EPMA对镀覆截面的任意五个部位进行测定并且将五个部位的Zn含量的平均作为Fe-Zn固溶体中的Zn浓度就行。在对镀覆截面进行EPMA分析的情况下，将试样埋入树脂进行研磨并且使用氩离子等来进行蚀刻的加工是有效的。

为了具有比具有相同化学组成的现有热冲压钢材更高的冲击吸收性，需要使强度比热冲压后的强度(抗拉强度)更低。本申请的发明者们对以各回火温度实施了回火的热冲压钢材的母材的回火部的硬度进行了评价。

在热冲压中，通过模具对钢板在进行压制的同时进行淬火。因此，热冲压钢材的组织成为淬火组织。本实施方式将在使钢材在奥氏体化温度(A_c3点)以上加热30分钟之后实施了水淬火时的维氏硬度定义为“最高淬火硬度”。该最高淬火硬度可以认为与热冲压后的钢材的硬度大致相同。因此，当热冲压钢材的回火部的硬度相对于就具有相同化学成分的钢材通过上述的方法测定得到的最高淬火硬度降低时，可以说冲击吸收性提高了。

因此，对以各回火温度实施了回火的热冲压钢材的母材的回火部的维氏硬度进行了测定。另外，作为最高淬火硬度，将具有相同化学成分的钢材在奥氏体化温度以上加热30分钟之后实施水淬火，在距离表面的深度为板厚的1/4处对维氏硬度进行了测定。

其结果是，发现了：当回火温度超过300℃时，回火部的硬度为最高淬火硬度的85％以下。另外，发现了：当回火温度满足上述式1时，回火部的硬度为最高淬火硬度的60％以下；当回火温度为700℃以上时，回火部的硬度为最高淬火硬度的50％以下。

因此，当回火温度为超过300℃且低于500℃或者满足上述式1时，热冲压钢材的强度变低，并且耐蚀性也得到维持。另外，当回火温度满足上述式1时，化学转化处理性进一步提高。更优选回火温度为700℃以上。

以下，对于本发明的一个实施方式的热冲压钢材(有时称为本实施方式的热冲压钢材)进行说明。

本实施方式的热冲压钢材具有以下特征。

(a)其具备：母材，该母材是包含回火部的钢材，当将在加热到A_c3点以上的温度并保持了30分钟之后实施了水淬火的情况下距离表面的深度为板厚的1/4的位置处的维氏硬度定义为最高淬火硬度时，上述回火部具有上述最高淬火硬度的85％以下的硬度；以及镀锌层，该镀锌层形成在上述母材的上述回火部之上。回火部的硬度优选相对于最高淬火硬度为60％以下，更优选为50％以下。

(b)镀锌层包含固溶体层和片状层，上述固溶体层由固溶体相形成，并且上述固溶体相含有Fe和与上述Fe固溶的Zn，上述片状层由上述固溶体相和大写伽马相形成。

(c)上述片状层在上述镀锌层中的面积率为20％以下，优选为5～20％。

这些特征是基于上述见解的。

[母材]

母材为钢材，其例如是通过对钢板进行热冲压而形成的。另外，母材包含回火部。回火部是指其硬度(维氏硬度)为钢材的最高淬火硬度的85％以下的部分。最高淬火硬度是指在奥氏体化温度以上加热了30分钟之后实施了水淬火时距离表面的深度为板厚的1/4的位置处的维氏硬度。该最高淬火硬度可以通过使用具有相同化学成分的其他钢材(与具有回火部的热冲压钢材不同的钢材)来测定。

通过使母材包含具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部，本实施方式的热冲压钢材与具有相同化学组成并且未实施回火的热冲压钢材相比抗拉强度低，因此冲击吸收性优异。

马氏体是硬度高并且硬度会由于回火而大幅降低的组织。在对母材进行了水淬火的情况下具有发生马氏体相变的化学组成，由此能够容易地使其具备具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部，因此母材优选具有在从A_c3点以上的温度开始进行了水淬火时发生马氏体相变的化学组成。另外，回火部优选包含以体积％计为95％以上的回火马氏体和低于5体积％的残余奥氏体。

母材的化学组成不需要进行限定，优选具有例如以下化学组成。当母材具有这样的化学组成时，对于得到适合用于汽车用部件的机械特性来说是有利的。另外，对于使其具备具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部来说是有利的。以下，与元素有关的“％”是指质量％。

C：0.05～0.4％

碳(C)是提高热冲压后的钢材(热冲压钢材)的强度的元素。当C含量过低时，得不到上述效果。因此，在得到该效果的情况下，优选将C含量的下限设定为0.05％。C含量的更优选下限为0.10％。另一方面，当C含量过高时，钢板的韧性降低。因此，优选将C含量的上限设定为0.4％。C含量的更优选上限为0.35％。

Si：0.5％以下

硅(Si)是钢中不可避免地含有的元素。另外，Si具有将钢脱氧的效果。因此，以脱氧为目的，可以将Si含量设定为0.05％以上。然而，当Si含量高时，在热冲压中的加热中，钢中的Si扩散，在钢板表面形成氧化物。该氧化物有时会使得磷酸盐处理性降低。Si还具有使钢板的A_C3点上升的作用。当钢板的A_C3点上升时，热冲压时的加热温度有可能会超过Zn镀覆的蒸发温度。在Si含量超过0.5％的情况下，上述问题变得明显，因此优选将Si含量的上限设定为0.5％。更优选Si含量的上限为0.3％。

Mn：0.5～2.5％

锰(Mn)是提高钢的淬透性、提高热冲压钢材的强度的元素。在得到该效果的情况下，优选将Mn含量的下限设定为0.5％。Mn含量的优选下限为0.6％。另一方面，就算Mn含量超过2.5％，其效果也会饱和。因此，优选Mn含量的上限设定为2.5％。Mn含量的更优选上限为2.4％。

P：0.03％以下

磷(P)是钢中所含的杂质。P向晶界偏析而使得钢的韧性和耐延迟断裂性降低。因此，P含量优选尽可能低，在P含量超过0.03％的情况下，其的影响明显，因此可以将P含量设定为0.03％以下。

S：0.010％以下

硫(S)是钢中所含的杂质。S形成硫化物而使得钢的韧性和耐延迟断裂性降低。因此，S含量优选尽可能低，在S含量超过0.010％的情况下，其的影响变得明显，因此可以将S含量设定为0.010％以下。

sol.Al：0.10％以下

铝(Al)是对钢的脱氧有效的元素。为了得到该效果，可以将Al含量的下限设定为0.01％。然而，在Al含量过高的情况下，钢板的A_C3点上升而有可能使得热冲压时所需的加热温度超过Zn镀覆的蒸发温度。因此，优选将Al含量的上限设定为0.10％。Al含量的更优选上限为0.05％。本实施方式中的Al含量为sol.Al(酸溶Al)的含量。

N：0.010％以下

氮(N)是钢中不可避免地包含的杂质。N是形成氮化物而使钢的韧性降低的元素。另外，在含有B的情况下，N与B结合而使得固溶B量降低。当固溶B量降低时，淬透性降低。从上述理由考虑，N含量优选尽可能低，在N含量超过0.010％的情况下，其的影响变得明显，因此可以将N含量设定为0.010％以下。

本实施方式的热冲压钢材的母材部例如可以具有上述元素和剩余部分包含Fe和杂质的化学组成。然而，对于本实施方式的热冲压钢材的母材部来说，以提高强度或韧性为目的，还可以任意地以后述范围进一步含有选自B、Ti、Cr、Mo、Nb、Ni中的一种以上的元素来代替上述化学组成的Fe的一部分。

本实施方式中，杂质是指在工业制造钢铁材料时由作为原料的矿石、废铁或制造环境等混入的物质。

B：0.0001～0.0050％

就硼(B)而言，B提高钢的淬透性，提高热冲压钢材的强度。因此，在得到该效果的情况下，B含量的优选下限为0.0001％。然而，当B含量过高时，其效果饱和。因此，就算在含有的情况下，也优选将B含量的上限设定为0.0050％。

Ti：0.01～0.10％

钛(Ti)与N结合来形成氮化物(TiN)。其结果是，B和N的结合得到抑制，能够抑制由形成BN造成的淬透性降低。另外，TiN通过其钉扎效果，使得热冲压加热时的奥氏体粒径微细化，提高钢材的韧性等。在得到这些效果的情况下，Ti含量的优选下限为0.01％。然而，当Ti含量过高时，上述效果饱和，并且Ti氮化物过剩析出而使钢的韧性降低。因此，就算在含有的情况下，也优选将Ti含量的上限设定为0.10％。

Cr：0.1～0.5％

铬(Cr)提高钢的淬透性。在得到该效果的情况下，Cr含量的优选下限为0.1％。然而，在Cr含量过高的情况下，形成Cr碳化物，在热冲压的加热时碳化物变得不易溶解。其结果是，钢的奥氏体化难以进行，淬透性降低。因此，就算在含有的情况下，也优选将Cr含量的上限设定为0.5％。

Mo：0.05～0.50％

钼(Mo)提高钢的淬透性。在得到该效果的情况下，Mo含量的优选下限为0.05％。然而，当Mo含量过高时，上述效果饱和。因此，就算在含有的情况下，也优选将Mo含量的上限设定为0.50％。

Nb：0.02～0.10％

铌(Nb)形成碳化物而使得在热冲压时晶粒微细化。当晶粒微细化时，钢的韧性提高。在得到该效果的情况下，Nb含量的优选下限为0.02％。然而，当Nb含量过高时，上述效果饱和，并且淬透性降低。因此，就算在含有的情况下，也优选将Nb含量的上限设定为0.10％。

Ni：0.1～1.0％

镍(Ni)提高钢的韧性。另外，Ni在镀锌钢材的热冲压中的加热时抑制由熔融Zn造成的脆化。在得到这些效果的情况下，Ni含量的优选下限为0.1％。然而，当Ni含量过高时，上述效果饱和，并且会导致成本上升。因此，就算在含有的情况下，也优选将Ni含量的上限设定为1.0％。

母材可以是其一部分为回火部，也可以是母材整体为回火部。即，母材整体的显微组织可以为回火马氏体。

近年来正在寻求被称为变强度成形(tailored property)的对强度、延展性等性能的要求根据位置的不同而不同的部件。例如，对于汽车部件来说，被称为B柱(中柱)的骨架部件在构成乘车区域的上部要求高强度，在下部要求冲击吸收性高。

当将具有镀锌层的热冲压钢材的母材的仅仅一部分设定为回火部时，能够得到如上所述那样同时具有强度高的部分和冲击吸收性的部件。另外，由于热冲压钢材具有镀锌层，因此耐蚀性也优异。

回火部的抗拉强度例如为600～1450MPa，维氏硬度为180～450Hv。此时，热冲压钢材的回火部的强度比未实施回火的现有热冲压钢材更低。因此，与现有热冲压钢材相比，冲击吸收性更优异。

回火马氏体的维氏硬度比马氏体的维氏硬度低。因此，能够基于维氏硬度对母材(回火部)的显微组织是否为回火马氏体来进行判断。

维氏硬度可以通过以JIS Z2244(2009)为依据的维氏硬度试验来求出。维氏硬度试验的试验力设定为10kgf＝98.07N。

[镀锌层]

本实施方式的热冲压钢材至少在母材的回火部上具有镀锌层。镀锌层的主体为固溶体层。具体来说，镀锌层具备固溶体层和以面积率计为0～20％的片状层。

固溶体层由固溶体相形成。固溶体相含有Fe和与Fe固溶的Zn。优选固溶体层中的Zn含量为25～40质量％。更优选固溶体层中的Zn含量为30～40质量％。

片状层具有固溶体相与大写伽马(Γ)相的片状组织。片状组织如图2所示是指不同相(本实施方式中为固溶体相和Γ相)以层状交替反复相邻的组织。Γ相为金属间化合物(Fe₃Zn₁₀)。片状层的固溶体相中的Zn含量为5～25质量％，比固溶体层中的Zn含量低。片状层形成在镀锌层的表层。

当片状层在镀锌层中的面积率超过20％时，耐蚀性明显降低。其理由是，片状层如上所述具有固溶体相(低Zn固溶体相)与Γ相的片状组织。固溶体相的腐蚀电位与Γ相的腐蚀电位不同，因此在片状层中容易产生电偶腐蚀，可以认为与固溶体层相比，耐蚀性低。因此，将片状层在镀锌层中的面积率设定为20％以下。

另一方面，片状层与固溶体层相比，化学转化处理性优异。其理由可以考虑如下事项。片状层如上所述具有固溶体相(低Zn固溶体相)与Γ相的片状组织。在片状组织内，固溶体相和Γ相在与母材的表面大致垂直的方向上延伸。另外，如上所述，片状层形成在镀锌层的表层。因此，在对镀锌层的表面进行了观察的情况下，可以观察到固溶体相和Γ相这两者。当对具有这样的片状组织的镀锌层实施化学转化处理(磷酸盐处理)时，镀锌层的表面即片状层被磷酸蚀刻。此时，锌浓度高的部分优先被蚀刻。片状层中的Γ相中的Zn浓度比固溶体相中的Zn浓度高，因此Γ相比固溶体相更优先被磷酸蚀刻。其结果是，在镀锌层的表面形成微细的凹凸，磷酸盐变得容易附着。因此，可以认为在表层具有片状层的镀锌层的磷酸盐处理性比在表层仅具有固溶体层的镀锌层高。当片状层在镀锌层中的面积率为5％以上时，镀锌层的磷酸盐处理性更高，因此优选片状层在镀锌层中的面积率为5％以上。

即，当片状层的面积率为5～20％时，不仅耐蚀性优异，而且化学转化处理性也优异。

固溶体相(高Zn固溶体相、低Zn固溶体相)中的Zn含量可以通过如下方法来测定。只要在高Zn固溶体相中的任意五个部位通过EPMA(电子束显微分析仪)来测定Zn含量(质量％)并将五个部位的Zn含量的平均定义为高Zn固溶体相中的Zn含量就行。对于低Zn固溶体相来说，也可以通过与高Zn固溶体相相同的方法来求出Zn含量。

本实施方式的热冲压钢材具备具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部。因此，与具有相同化学组成并且未实施回火的热冲压钢材相比，强度低，耐冲击吸收性优异。此外，对于本实施方式的镀锌层来说，耐蚀性降低的片状层所占的比例小。因此，能够维持与未实施回火的热冲压钢材相同程度的优异耐蚀性。

[热冲压钢材的制造方法]

本实施方式的热冲压钢材只要具有上述母材和镀锌层，就能够在不限定其制造方法的情况下发挥其效果。但是，例如可以通过具备以下所示工序的制造方法来制造：准备作为母材的钢材的工序(母材准备工序)；在母材形成镀锌层的工序(镀锌处理工序)；对具备镀锌层的母材实施热冲压的工序(热冲压工序)；以及对热冲压后的钢材实施回火的工序(回火工序)。以下，对于各工序中的优选例进行说明。

[母材准备工序]

首先，准备作为母材使用的钢板。例如，制造具有上述优选化学组成的钢水。使用该钢水，并通过连续铸造等铸造法来制造板坯。也可以使用钢水以铸锭法制造钢锭来代替板坯。对所制造得到的板坯或钢锭进行热轧，由此制造钢板(热轧钢板)。根据需要，可以进一步对热轧钢板实施酸洗处理，对酸洗处理后的热轧钢板实施冷轧，由此制成钢板(冷轧钢板)。对于热轧、酸洗、冷轧来说，只要根据适用部件所要求的特性以公知方法来进行就行。

[镀锌处理工序]

对上述钢板(热轧钢板或冷轧钢板)进行镀锌处理，在钢板的表面形成镀锌层。镀锌层的形成方法没有特别限定，可以是热浸镀锌处理，也可以是合金化热浸镀锌处理，还可以是电镀锌处理。

通过热浸镀锌处理来形成镀锌层例如是通过以下要点来进行的。即，将钢板浸渍在镀浴(热浸镀锌浴)中而使得镀覆附着在钢板表面。将附着了镀覆的钢板从镀浴拉起。优选对钢板表面的镀覆附着量进行调整来设定为20～100g/m²。镀覆附着量可以通过调整钢板的拉起速度、擦拭气体的流量来进行调整。热浸镀锌浴中的Al浓度没有特别限定。通过以上工序，可以制造具备镀锌层(热浸镀锌层)的热冲压用钢板(GI)。

通过合金化热浸镀锌处理(以下也称为合金化处理)形成镀锌层例如是通过以下要点来进行的。即，将形成了上述热浸镀锌层的钢板加热到470～600℃。加热后，根据需要进行均热，之后进行冷却。均热时间优选30秒以内，但没有限定。另外，在刚加热到上述加热温度之后可以在不进行均热的情况下进行冷却。根据镀层中的所希望的Fe浓度，适当设定加热温度和均热时间。合金化处理中的加热温度的优选下限为540℃。通过以上合金化处理，制造具备镀锌层(合金化热浸镀锌层)的热冲压用钢板(GA)。

通过电镀锌处理形成镀锌层例如是通过以下要点来进行的。即，作为电镀锌浴，准备众所周知的硫酸浴、盐酸浴、锌酸盐浴和氰化物浴等中的任意一种。对上述钢板进行酸洗，将酸洗后的钢板浸渍在电镀锌浴中。将钢板作为阴极，在电镀锌浴中流动电流。由此，使得锌析出在钢板表面来形成镀锌层(电镀锌层)。通过以上工序，制造具备电镀锌层的热冲压用钢板(EG)。

在镀锌层为合金化热浸镀锌层的情况和镀锌层为电镀锌层的情况下，优选镀锌层的附着量与热浸镀锌层时相同。即，这些镀锌层的优选附着量为20～100g/m²。更优选为40～80g/m²。

这些镀锌层含有Zn。具体来说，热浸镀锌层和电镀锌层的化学组成包含Zn和杂质。合金化热浸镀锌层的化学组成含有5～20％的Fe，剩余部分包含Zn和杂质。

[热冲压工序]

对于上述热冲压用钢板，实施热冲压。对于热冲压工序中的淬火之前的加热来说，优选进行在加热中主要利用辐射热的加热。

具体来说，首先将热冲压用钢板装入加热炉(气炉、电炉、红外线炉等)。在加热炉内，将热冲压用钢板加热到A_C3点～950℃(最高加热温度)，以该温度进行保持(均热)。镀层中的Zn由于加热而液化，镀层中的熔融Zn与Fe相互扩散而形成为固溶体相(Fe-Zn固溶体相)。镀层中的熔融Zn在Fe中固溶化而形成为固相，然后从加热炉取出钢板。对于从加热炉取出来的钢板实施热冲压(压制加工和淬火)，由此制成热冲压钢材。优选均热时间为30分钟以下。从生产率的观点考虑，优选短时间，更优选加热时间为0～15分钟。

在热冲压中，使用在内部循环有冷却介质(例如水)的模具来对钢板进行压制。在对钢板进行压制时，通过由模具除热对钢板进行淬火。通过以上工序，制造热冲压钢材。

上述说明是使用加热炉对热冲压用钢板进行了加热。但是，也可以通过通电加热来对热冲压用钢板进行加热。在这种情况下，也是通过通电加热对钢板进行规定时间的均热，使镀锌层中的熔融Zn形成为固溶体相。在镀锌层中的熔融Zn形成为固溶体相之后，使用模具对钢板进行压制。

[回火工序]

对于热冲压钢材(热冲压后的钢材)实施回火。通过对热冲压钢材进行回火，能够在热冲压钢材的母材中形成回火部。在将热冲压之后并且回火之前的Fe-Zn固溶体中的Zn浓度(质量％)设定为C时，回火温度为超过300℃且500+8.0×(32.5-C)℃以下(其中，此时若C≥32.5，则设定为C＝32.5)或者为700-4.0×(35.0-C)℃～母材的A_C1点。优选回火温度为超过300℃且低于500℃或者700℃～母材的A_C1点。

当为上述回火温度的范围时，回火后的镀锌层的主体为固溶体层，片状层的面积率为0～20％。此外，母材的回火部的硬度为最高淬火硬度的85％以下。

另外，通过将回火温度设定为700-4.0×(35.0-C)℃～A_c1点，能够使片状层的面积率为5～20％。另外，通过将回火温度设定为700℃以上，能够使母材的回火部的硬度为最高淬火硬度的50％以下。

片状层的面积率根据回火温度变化可以认为是基于如下理由。

图8是Fe-Zn的二元系状态图。通过热冲压制造得到的热冲压钢材的镀锌层由在α-Fe中固溶有25～40质量％左右的Zn的固溶体相形成。然而，从自由能考虑，由在α-Fe中固溶有5～25质量％的Zn的低Zn固溶体相和Γ相这二相形成的组织(即片状层)在室温下稳定。也就是说，热冲压后的镀锌层的固溶体相为Zn过饱和了的固溶体。

假定镀锌层中的Zn浓度为图8中的35质量％的情况(相当于图中的地点A1)。当该镀锌层的温度上升时，用于从固溶体相分离到低Zn固溶体相和Γ相的二相分离的驱动力产生于比边界线Ax上的地点B更靠低温一侧，并随着距离地点B越向低温一侧偏离而越强。另一方面，镀锌层中的扩散速度随着温度变高而越快。因此，基于用于二相分离的驱动力与扩散速度之间的关系来确定回火后是否形成片状层。具体来说，用于二相分离的驱动力越高、扩散速度越快，就越容易形成片状层。

在回火时的镀锌层的温度(回火温度)为低温区域(超过300℃且低于500℃)的情况下(例如310℃的地点A1)，距离边界线Ax足够远。此时，用于二相分离的驱动力高。然而，由于是低温，因而扩散速度过慢。因此，就算实施回火，镀锌层也不会分离为二相，无法形成片状层。

在回火温度为500℃以上且低于700℃的情况下，尽管温度区域接近边界线Ax，但仍然有一定程度的距离(例如图中的地点A2)。此时，产生一定程度的用于二相分离的驱动力。进而，由于温度区域变高，因此扩散速度快。其结果是，镀锌层分离为二相而形成片状层。在图8的A2处，分离为Zn含量为70质量％左右的Γ相(图中C2)和Zn含量为10质量％左右的固溶体相(图中C1)。其结果是，形成片状层。

当回火温度进一步上升并达到700℃以上时，温度区域在边界线Ax附近。此时，尽管通过温度上升使得扩散速度变快，但用于二相分离的驱动力仍然极小。其结果是，难以分离为二相。但是，由于没有超过边界线Ax，因而形成少量的片状层。因此，片状层的面积率为5～20％。当回火温度超过边界线Ax时(当回火温度超过A_c1点时)，不产生二相分离的驱动力，因此无法形成片状层。

在回火温度为300℃以下的情况下，扩散速度慢，所以片状层的面积率为20％以下。另一方面，回火部的强度难以降低，回火部的硬度超过最高淬火硬度的85％。

因此，如上所述，在镀锌层中的Zn浓度为图8中的35质量％的情况下，将回火温度设定为超过300℃且低于500℃或者700℃～母材的A_C1点，由此能够使片状层在镀锌层中的面积率为20％以下，并且能够使回火部的硬度为最高淬火硬度的85％以下。

回火也可以仅对热冲压钢材的一部分实施。例如，可以通过使用了高频的感应加热、通过通电加热，对热冲压钢材的一部分实施回火。

通过仅对热冲压钢材的一部分进行回火，使得同一部件中在进行了回火的部分和未进行回火的部分强度变化。这样的部件例如可以适用于像汽车的B柱那样的在上部要求高强度、在下部要求冲击吸收性高的部件。

此外，就算在部分回火的情况下，回火部也是与对整体进行了回火时的回火部同等的。

上述热冲压钢材是通过如下方式制造的：在加热之后一边使用模具进行压制一边进行淬火，之后在超过300℃且500+8.0×(32.5-C)℃以下或者700-4.0×(32.5-C)℃～母材的A_C1点的温度范围进行回火。

根据以上工序，能够制造下述热冲压钢材，其具备：母材，该母材是包含回火部的钢材，上述回火部具有最高淬火硬度的85％以下的硬度；以及镀锌层，该镀锌层形成在母材的回火部上，并且包含固溶体层和片状层，其中，片状层在镀锌层中的面积率为20％以下。

本实施方式的热冲压钢材的制造方法还可以包括以下工序。

[防锈油膜形成工序]

在上述制造方法中，在镀锌处理工序与热冲压工序之间还可以进一步包括防锈油膜形成工序。

在防锈油膜形成工序中，在热冲压用钢板的表面涂布防锈油来形成防锈油膜。对热冲压用钢板进行轧制到实施热冲压工序为止的期间有时可能很长。此时，热冲压用钢板的表面有时会氧化。根据本工序在热冲压钢材的表面形成防锈油膜，因此钢板的表面不易氧化，抑制氧化皮的发生。

[下料加工工序]

另外，上述制造方法在防锈油膜形成工序与热冲压工序之间还进一步包括下料加工工序。

在下料加工工序中，对于热冲压用钢板实施剪切加工和/或冲裁加工等，由此形成(下料加工)为特定形状。虽然下料加工后的钢板的剪切面容易被氧化，但当在钢板表面形成了防锈油膜时，防锈油也会一定程度蔓延到剪切面。因此，下料加工后的钢板的氧化得到抑制。

实施例

准备具有表1所示的化学组成的钢No.A～G的钢板。

参照表1，任意一个钢的化学组成均为本实施方式的钢板的优选化学组成的范围内。

使用具有上述化学组成的钢水以连续铸造法来制造板坯。对板坯进行热轧，得到热轧钢板。对热轧钢板进行酸洗，在酸洗后实施冷轧，由此得到板厚为1.6mm的冷轧钢板。将所得到的冷轧钢板作为用于制造热冲压钢材的钢板。

为了对最高淬火硬度进行调查，采集具有钢No.A～G各自的化学组成的钢板的一部分，加热到A_c3点以上的温度，保持30分钟，然后实施水淬火。任意一个钢种的钢板在水淬火后的组织均为全马氏体。

对于水淬火后的钢板，测定维氏硬度，将所得到的维氏硬度定义为各钢的最高淬火硬度(HV)。维氏硬度试验以JIS Z2244(2009)为依据，试验力设定为10kgf＝98.07N。

使用具有钢No.A～F的化学成分的冷轧钢板，并在表2中所示的条件下进行镀锌处理、热冲压和回火，制造试验编号1～23的热冲压钢材。

对于试验编号1～23的钢板，实施镀锌处理。对于试验编号6，通过热浸镀锌处理，在钢板形成热浸镀锌层(GI)。对于除了试验编号6以外的试验编号，对具有热浸镀锌层的钢板进一步实施合金化处理，由此形成合金化热浸镀锌层(GA)。就合金化处理来说，将最高温度设定为约530℃，在加热约30秒之后冷却到室温。

合金化热浸镀锌层内的Fe含量以质量％计为12％。Fe含量是通过如下测定方法来测定的。首先，采集包含合金化热浸镀锌层的钢板的样品。在样品中的合金化热浸镀锌层内的任意五个部位，通过EPMA(电子束显微分析仪)对Fe含量(质量％)进行测定。将所测定得到的值的平均值定义为该试验编号的合金化热浸镀锌层的Fe含量(质量％)。

这些镀层(热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层)的附着量是通过如下方法来测定的。首先，从各钢板采集包含镀层的样品，以JIS H0401为依据将样品的镀层用盐酸溶解。根据溶解前的样品重量、溶解后的样品重量和形成有镀层的面积，求出镀层附着量(g/m²)。测定结果示于表2。

在形成镀层之后，对各试验编号的钢板实施热冲压。具体来说，对于各钢板，装入将炉温设定为作为钢板的A_C3点以上的温度的900℃的加热炉，通过辐射热在作为钢No.A～F的A_C3点以上的温度的900℃加热4～8分钟。此时，在装入炉开始2分钟左右，钢板温度变为900℃，进而将各钢板以900℃进行2分钟～6分钟的均热。

在均热之后，通过将以具备水冷夹套的平板模具夹住钢板来制造热冲压钢材(钢板)。此时，就算是对热冲压时的冷却速度慢的部分，也以到马氏体相变开始点为止的冷却速度为50℃/秒以上的方式进行淬火。在热冲压之后，通过EPMA求出Fe-Zn固溶体中Zn浓度。

进而，对于热冲压后的试验编号1～14、16～23实施回火。本实施例是将各钢材装入热处理炉。即，对于钢材整体实施了回火。各试验编号的回火温度设定为如表2所示，加热时间均设定为5分钟，对于试验编号15的钢材没有实施回火。通过以上工序，制造试验编号1～23的热冲压钢材。

对于这些试验编号1～14的热冲压钢材，进行维氏硬度试验、镀锌层的显微组织观察。另外，为了评价化学转化处理性，进行了磷酸盐处理性评价试验。

[维氏硬度试验]

从各试验编号的钢材(钢板)的板厚中央部的母材采集样品。对于样品的表面(相当于钢板的与轧制方向垂直的面)，实施以JIS Z2244(2009)为依据的维氏硬度试验。试验力设定为10kgf＝98.07N。将所得到的维氏硬度(HV10)、所得到的维氏硬度B1(HV10)与最高淬火硬度B0之比B1/B0×100(％)示于表2。

[镀锌层的显微组织观察]

从各试验编号的钢材，采集包含镀锌层的样品。将样品的表面之中与轧制方向垂直的截面以5质量％的硝酸乙醇进行蚀刻。以2000倍的SEM对蚀刻后的镀锌层的截面进行观察，来判断有无固溶体层和片状层。

在观察到片状层的情况下，进一步通过如下方法求出片状层的面积率。在上述截面之中任意五个视场(50μm×50μm)，求出片状层相对于镀锌层整体面积的面积率(％)。此时，浮出到表面进行配置的Zn氧化物层(图1中的符号30)不包含在镀锌层的面积中。将所得到的固溶体层和片状层的面积率(％)示于表2。

对于通过显微组织观察所观察到的固溶体层，通过上述方法来实施基于EPMA的测定。其结果是，所观察到的固溶体层中的Zn均为25～40质量％。

[SST试验(Salt Spray Test)]

对于各试验编号的热冲压钢材，以如下方法来实施SST试验。将各试验编号的热冲压钢材(钢板)的背面和端面以聚酯带密封。然后，对各钢材的表面，横跨6天(144小时)实施JIS Z2371“盐水喷雾试验方法”中所规定的试验。求出试验后的各钢材的腐蚀减量(g/m²)。将所得到的腐蚀减量示于表2。

[磷酸盐处理性评价试验]

对于各试验编号的热冲压钢材，使用日本帕卡濑精株式会社制的表面调整处理剂Pureparen X(产品名)以室温实施20秒的表面调整。进而，使用日本帕卡濑精株式会社制的磷酸锌处理液Palbond 3020(产品名)来实施磷酸盐处理。将处理液的温度设定为43℃，将热冲压钢材浸渍在处理液中120秒钟。

在磷酸盐处理之后，用1000倍的扫描型电子显微镜(SEM)对热冲压钢材的任意五个视场(125μm×90μm)进行观察，对于SEM图像实施二值化处理。就二值化后的图像来说，在白色部分形成了微细的化学转化晶体。微细的化学转化晶体越多，磷酸盐处理性就越高。因此，使用二值化后的图像来求出白色部分的面积率TR。当面积率TR与未进行回火时同等时，为尚可；当面积率TR为30％以上时，磷酸盐处理性提高，为良好。结果示于表2。

[试验结果]

参照表2，在试验编号2～5、9、10、13、14、16、19、20、21、23中，回火温度适当。因此，回火部的硬度B1为最高淬火硬度B0的85％以下。

此外，固溶体层在镀锌层中的面积率为80％以上，片状层的面积率为20％以下。其结果是，基于SST试验的腐蚀减量为130g/m²以下，与未实施回火的试验编号15的腐蚀减量大致同等。

另一方面，在试验编号1、6～8中，回火温度过低。因此，尽管片状层的面积率为20％以下，但回火部的硬度B1仍然比最高淬火硬度B0的85％高。此外，在试验编号15中，由于未进行回火，因此B1为接近B0的值。

对于试验编号11和12、17、18、22来说，回火温度偏离了优选范围，结果片状层在镀锌层中的面积率超过20％。因此，腐蚀减量大幅超过130g/m²。

另外，在片状层在镀锌层中的面积率为5～20％以上的情况下，耐蚀性不会降低，化学转化处理性提高。

在表3中整理上述结果，进行综合评价。

就硬度来说，在B1/B0×100为85(％)以下的情况下，评价为良好；在超过85(％)的情况下，评价为不良。另外，就耐蚀性来说，在基于SST试验的腐蚀减量为130g/m²以下的情况下，评价为良好；在超过130g/m²的情况下，评价为不良。而且，当硬度和耐蚀性均为良好时，综合判断为良好；当任意一个为不良时，都综合判断为不良。

表3

以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限于上述实施方式，可以在不脱离其主旨的范围内适当改变上述实施方式来进行实施。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供具有比具有相同化学组成的现有热冲压钢材更高的冲击吸收性并且耐蚀性优异的具有镀锌层的热冲压钢材。

符号说明

10 固溶体层

20 回火部

30 Zn氧化物层

40 片状层