本發(fā)明涉及通過熱沖壓制造得到的熱沖壓鋼材。

本申請基于2014年3月31日在日本申請的特愿2014-073814號主張優(yōu)先權(quán)，并在此援引其內(nèi)容。

背景技術(shù)：

為了使得用于汽車等的結(jié)構(gòu)部件為高強度，有時使用通過熱沖壓制造得到的結(jié)構(gòu)部件。熱沖壓是將加熱到A_C3點以上的鋼板一邊在模具中壓制一邊在模具中將鋼板驟冷的方法。即，熱沖壓同時進行壓制加工和淬火。通過熱沖壓，能夠制造形狀精度高的高強度結(jié)構(gòu)部件。例如，專利文獻1、專利文獻2和專利文獻3公開了由包括這樣的熱沖壓在內(nèi)的制造方法制造得到的鋼材(熱沖壓鋼材)。這些專利文獻所公開的熱沖壓鋼材是對為了提高耐蝕性而施加了鍍鋅層的鋼板實施熱沖壓來制造得到的鋼材。

如上所述，熱沖壓對鋼板在進行壓制加工的同時進行淬火。另外，熱沖壓適于制造形狀精度高的高強度結(jié)構(gòu)部件。因此，通常來說，熱沖壓鋼材的強度(抗拉強度)為1500MPa左右以上這樣的高強度。然而，近年來，對于汽車等的碰撞安全性的要求提高；就汽車用部件來說，有時比起強度更要求碰撞時的沖擊吸收性。為了提高沖擊吸收性，通常優(yōu)選強度低的材料。就熱沖壓鋼材來說，已知通過改變鋼板的合金元素量、熱沖壓條件能夠一定程度地改變強度。然而，對于熱沖壓工序來說，根據(jù)部件來改變熱沖壓條件由于會導致制造負荷的上升而不優(yōu)選。因此，近年來，要求與通過熱沖壓中的淬火得到1500MPa左右以上的抗拉強度的熱沖壓鋼材具有相同化學組成、具有與以往同等以上的耐蝕性并且具有600～1450MPa左右的強度的熱沖壓鋼材。

然而，上述專利文獻1～3沒有公開使熱沖壓鋼材的強度降低的方法。

現(xiàn)有技術(shù)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2003-129209號公報

專利文獻3：日本特開2003-126921號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的問題

本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的。本發(fā)明的目的在于：提供具有比具有相同化學組成的現(xiàn)有熱沖壓鋼材更高的沖擊吸收性并且耐蝕性優(yōu)異的具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材。

用于解決問題的手段

本發(fā)明的主旨如下所述。

(1)本發(fā)明的一個方案的熱沖壓鋼材具備：母材，該母材是包含回火部的鋼材，當將在加熱到A_c3點以上的溫度并保持了30分鐘之后實施了水淬火的情況下距離表面的深度為板厚的1/4的位置處的維氏硬度定義為最高淬火硬度時，上述回火部具有上述最高淬火硬度的85％以下的硬度；以及鍍鋅層，該鍍鋅層形成在上述母材的上述回火部之上，其中，上述鍍鋅層包含固溶體層和片狀層(lamellar layer)，上述固溶體層由固溶體相形成，并且上述固溶體相含有Fe和與上述Fe固溶的Zn，上述片狀層由上述固溶體相和大寫伽馬相(capital gamma phase；Γ相)形成，上述片狀層在上述鍍鋅層中的面積率為20％以下。

(2)根據(jù)上述(1)所述的熱沖壓鋼材，其中，上述回火部的上述硬度可以為上述最高淬火硬度的60％以下，并且上述片狀層在上述鍍鋅層中的上述面積率可以為5～20％。

(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的熱沖壓鋼材，其中，上述回火部的上述硬度可以為上述最高淬火硬度的50％以下。

(4)根據(jù)上述(1)～(3)中任一項所述的熱沖壓鋼材，其中，上述回火部的維氏硬度可以為180～450Hv。

(5)根據(jù)上述(1)～(4)中任一項所述的熱沖壓鋼材，其中，其是通過如下方式制造的：在以使最高加熱溫度為A_c3點以上的方式加熱了規(guī)定加熱時間后，通過使用了模具的壓制加工來同時實施加工和淬火，之后以規(guī)定回火溫度來進行回火，

當將上述母材的A_c1點表示為A_c1、將上述回火溫度以單位為℃表示為T、將上述淬火之后并且上述回火之前的鋼材的Fe-Zn固溶體中的Zn濃度以單位為質(zhì)量％表示為C時，可以滿足下述式a。

A_c1≥T≥700-4.0×(35.0-C) (a)

(6)根據(jù)上述(5)所述的熱沖壓鋼材，其中，上述回火溫度可以為700℃～上述母材的A_c1點。

(7)根據(jù)上述(1)～(6)中任一項所述的熱沖壓鋼材，其中，可以是上述母材之中的一部分為上述回火部。

發(fā)明效果

通過本發(fā)明的上述方案，能夠提供具有比具有相同化學組成的現(xiàn)有熱沖壓鋼材更高的沖擊吸收性并且耐蝕性優(yōu)異的具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材。

附圖說明

圖1是將具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材以400℃進行了回火時的鍍鋅層以及其周圍的截面照片圖像。

圖2是將具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材以500℃進行了回火時的鍍鋅層以及其周圍的截面照片圖像。

圖3是將具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材以700℃進行了回火時的鍍鋅層以及其周圍的截面照片圖像。

圖4是表示圖1所示的鍍鋅層的XRD測定結(jié)果的圖。

圖5是表示圖2所示的鍍鋅層的XRD測定結(jié)果的圖。

圖6是表示圖3所示的鍍鋅層的XRD測定結(jié)果的圖。

圖7是表示以不同的回火溫度進行了回火的熱沖壓鋼材的SST試驗結(jié)果的圖。

圖8是Fe-Zn二元系狀態(tài)圖。

具體實施方式

本申請的發(fā)明者們對熱沖壓鋼材的沖擊吸收性和耐蝕性進行了研究。其結(jié)果是，本申請的發(fā)明者們得到了下述見解。

如上所述，通常熱沖壓鋼材的強度(抗拉強度)低，則沖擊吸收性提高。當對熱沖壓鋼材實施回火時，能夠使得抗拉強度與具有相同化學組成的現(xiàn)有熱沖壓鋼材相比降低。即，能夠提高熱沖壓鋼材的沖擊吸收性。

然而，當對包含鍍鋅層的熱沖壓鋼材實施回火時，鍍鋅層的結(jié)構(gòu)會變化。鍍鋅層的結(jié)構(gòu)變化會影響耐蝕性。

以往以來，還沒有就具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材報道過鍍鋅層在進行了回火時的變化。因此，本申請的發(fā)明者們根據(jù)以下要點就回火條件給鍍鋅層造成的影響和鍍鋅層構(gòu)成給耐蝕性造成的影響進行了研究。

首先，準備多個滿足后述的優(yōu)選化學組成的板厚為1.6mm的鋼板。接著，通過熱浸鍍鋅法在這些鋼板之上形成鍍鋅層。鍍鋅的附著量為60g/m²。對形成了鍍鋅層的鋼板，實施熱沖壓。具體來說，將鋼板裝入爐溫被設定為作為鋼板的A_C3點以上的溫度的900℃的加熱爐，并加熱4分鐘。此時，在裝入爐開始2分鐘左右，鋼板溫度達到900℃。加熱后，以具備有水冷夾套的平板模具夾住鋼板來進行熱沖壓，制造熱沖壓鋼材。就算是在慢的部分，熱沖壓時的冷卻速度到馬氏體相變開始點為止也為50℃/秒以上。

這里，A_c1點和A_c3點分別表示對鋼材進行了加熱時的奧氏體相變開始溫度和奧氏體相變結(jié)束溫度。A_c1點和A_c3可以通過Formastor試驗等對加熱了鋼材時的熱膨張進行測定來確定。具體來說，可以通過對從鐵素體相變到奧氏體時的體積收縮進行觀察來確定。另外，馬氏體相變開始點可以通過對將加熱到奧氏體化溫度的鋼材驟冷了時的熱膨張進行測定來確定。具體來說，可以通過對從奧氏體到馬氏體的體積膨張進行測定來確定。

對于所制造得到的各熱沖壓鋼材，實施回火?；鼗饻囟仍?50℃～母材的A_c1點的范圍內(nèi)，對各熱沖壓鋼材設定為不同溫度?；鼗鹬械母鳠釠_壓鋼材的加熱時間均設定為5分鐘。

對于以各回火溫度進行了回火的熱沖壓鋼材，進行顯微組織觀察和XRD測定。另外，根據(jù)這些結(jié)果來確定鍍鋅層的組織。

圖1是回火溫度為400℃時的熱沖壓鋼材的鍍鋅層以及其周圍的截面部的照片圖像。圖4是來自該截面部的表面的XRD測定結(jié)果。圖2是回火溫度為500℃時的熱沖壓鋼材的鍍鋅層以及其周圍的截面部的照片圖像。圖5是來自該截面部的表面的XRD測定結(jié)果。圖3是回火溫度為700℃時的熱沖壓鋼材的鍍鋅層以及其周圍的截面部的照片圖像。圖6是來自該截面部的表面的XRD測定結(jié)果。

截面部的顯微組織觀察是根據(jù)以下要點來實施的。即，將截面部用5％硝酸乙醇來蝕刻20～40秒，蝕刻之后用2000倍的SEM來觀察顯微組織。與鍍層的構(gòu)成相比，有無氧化物層對強度、耐蝕性幾乎沒有影響。因此，本申請著眼于鍍層進行了研究。

XRD測定是使用Co管球來進行的。在XRD中，通常α-Fe的強度峰出現(xiàn)在衍射角2θ＝99.7°，但Zn固溶量越多則越向低角度側(cè)位移。另外，作為Fe₃Zn₁₀的金屬間化合物的大寫伽馬(Γ)的強度峰出現(xiàn)在衍射角2θ＝94.0°。圖4～圖6中的虛線L4表示α-Fe相的強度峰位置。虛線L3表示固溶Zn量少的固溶體相(Zn含量為5～25質(zhì)量％；以下有時稱為低Zn固溶體相)的強度峰位置。虛線L2表示固溶Zn量多的固溶體相(Zn含量為25～40質(zhì)量％；以下有時稱為高Zn固溶體相)的強度峰位置。虛線L1表示Γ相的強度峰位置。伴隨著強度峰位置從虛線L4位移到L2，固溶體相中的Zn固溶量變多。

在回火溫度為150℃以上且低于500℃的情況下，如圖1和圖4所示，鍍鋅層形成了固溶體層10。該固溶體層由強度峰位置為L2的高Zn固溶體相形成，不包含Γ相。圖1中的符號20為母材中的回火部，符號30為形成在鍍鋅層之上的鋅氧化物層。

另一方面，在回火溫度為500℃以上且低于700℃的情況下，如圖2所示，在鍍鋅層形成了固溶體層10和形成在固溶體層10之上的片狀組織層(以下稱為片狀層)40，該片狀組織層40由Γ相和低Zn固溶體相形成。進行了XRD測定的結(jié)果是，如圖5所示，出現(xiàn)了低Zn固溶體相的強度峰(虛線L3位置)和Γ相的強度峰(虛線L1的位置)。即，該片狀組織層主要是由Γ相和低Zn固溶體相形成的片狀組織層(片狀層)。

在回火溫度為500℃以上且低于700℃的情況下，鍍鋅層含有以面積率計為0～70％的固溶體層(由高Zn固溶體相形成)10和以面積率計為30％以上的片狀層40。

另外，在回火溫度為700℃～母材的A_C1點的情況下，如圖3所示，鍍鋅層在表層具備若干個片狀層40，并且在片狀層40之下(鋼材側(cè))具備固溶體層10。片狀層40在鍍鋅層中所占的面積率為5～20％。另外，XRD測定的結(jié)果是，如圖6所示，在回火溫度為500℃以上且低于700℃的情況下未檢出的固溶體相的強度峰再次出現(xiàn)在虛線L2位置，與回火溫度為500℃以上且低于700℃的情況相比，Γ相的強度峰(虛線L1位置)變小。

如上所示，鍍鋅層的組織根據(jù)回火條件而變化。因此，對以各回火溫度實施了回火的熱沖壓鋼材的耐蝕性進行了調(diào)查。

耐蝕性通過SST試驗(Salt Spray Test；鹽水噴霧試驗)來評價。SST試驗是以如下方法來實施的。

將各回火溫度下的板狀熱沖壓鋼材的背面和端面用聚酯帶密封。然后，在各鋼材的表面橫跨6天(144小時)實施了JIS Z2371“鹽水噴霧試驗方法”中所規(guī)定的試驗。求出試驗后的各鋼材的腐蝕減量(腐蝕損耗量)，制作圖7。圖7是表示上述的熱沖壓鋼材的SST試驗(Salt Spray Test)后的腐蝕減量(g/m²)的圖。

圖7中的橫軸表示回火溫度(℃)，縱軸表示腐蝕減量(g/m²)。參照圖7，回火溫度為200～400℃和700℃的熱沖壓鋼材的腐蝕減量與未實施回火的熱沖壓鋼材為相同水平，為130g/m²以下。另一方面，對于回火溫度為500～600℃的熱沖壓鋼材來說，鍍層的腐蝕減量與未實施回火的熱沖壓鋼材相比顯著提高。

即，對于片狀層的面積率為20％以下的鍍鋅層來說，能夠確保與不進行回火的熱沖壓鋼材同等的耐蝕性。

由以上結(jié)果發(fā)現(xiàn)了：對于含有固溶體層和片狀層的鍍鋅層來說，只要片狀層的面積率為20％以下(包含0％)就能夠維持耐蝕性。

另外，適用于汽車用部件等的熱沖壓鋼材的表面多被涂裝。涂裝時，化學轉(zhuǎn)化處理性高，則涂膜密合性高。因此，就片狀層的面積率不同的鍍鋅層，對化學轉(zhuǎn)化處理性進行了評價。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)了：通過使鍍鋅層具有5％以上的片狀層，化學轉(zhuǎn)化處理性提高。

接著，使用與上述相同的原料，并除了將熱沖壓時的加熱時間設定為6分鐘或8分鐘以外以與上述相同的條件進行了熱沖壓。然后，就這些熱沖壓鋼材，如下所述那樣對回火條件給鍍鋅層造成的影響進行了評價。

對于所制造得到的各熱沖壓鋼材，實施回火。回火溫度在150℃～母材的A_c1點的范圍內(nèi)，對各熱沖壓鋼材設定為不同溫度?；鼗鹬械母鳠釠_壓鋼材的加熱時間設定為5分鐘。

如上所述，在熱沖壓時的加熱時間為4分鐘的情況下，當回火溫度為500℃～700℃時片狀層的面積率為30％以上，而在熱沖壓時的加熱時間為6分鐘的情況下，就算回火溫度為500℃或690℃，片狀層在鍍鋅層中的面積率也為5～20％。另外，在熱沖壓時的加熱溫度為8分鐘的情況下，就算回火溫度為520℃或680℃，鍍鋅層的面積率也為5～20％。

如上所述，根據(jù)熱沖壓時的加熱時間的不同，就算是相同的回火溫度，片狀層的面積率也會變化。其理由可以考慮如下。即，在熱沖壓的加熱時，根據(jù)加熱時間，鍍鋅層中的Zn與作為母材的鋼材中的Fe的合金化程度(具體來說，F(xiàn)e-Zn固溶體中的Fe與Zn的比例)變化。這可以認為是因為，根據(jù)合金化程度，回火時用于從固溶體相分離到低Zn固溶體相和Γ相的二相分離的驅(qū)動力降低。

本申請的發(fā)明者們進一步進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了：在當將熱沖壓之后并且回火之前的Fe-Zn固溶體中的Zn濃度(質(zhì)量％)設定為C、將回火溫度設定為T時熱沖壓后的Fe-Zn固溶體中的Zn濃度C(質(zhì)量％)和回火溫度T(℃)滿足以下的式1或式2的情況下，片狀層在鍍鋅中的面積率為20％以下。進而，發(fā)現(xiàn)了：在滿足式1的情況下，片狀層的面積率為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的情況下，設定為C＝32.5。

優(yōu)選T≥700或T＜500。

就熱沖壓之后并且回火之前的Fe-Zn固溶體中的Zn濃度(質(zhì)量％)來說，只要以EPMA對鍍覆截面的任意五個部位進行測定并且將五個部位的Zn含量的平均作為Fe-Zn固溶體中的Zn濃度就行。在對鍍覆截面進行EPMA分析的情況下，將試樣埋入樹脂進行研磨并且使用氬離子等來進行蝕刻的加工是有效的。

為了具有比具有相同化學組成的現(xiàn)有熱沖壓鋼材更高的沖擊吸收性，需要使強度比熱沖壓后的強度(抗拉強度)更低。本申請的發(fā)明者們對以各回火溫度實施了回火的熱沖壓鋼材的母材的回火部的硬度進行了評價。

在熱沖壓中，通過模具對鋼板在進行壓制的同時進行淬火。因此，熱沖壓鋼材的組織成為淬火組織。本實施方式將在使鋼材在奧氏體化溫度(A_c3點)以上加熱30分鐘之后實施了水淬火時的維氏硬度定義為“最高淬火硬度”。該最高淬火硬度可以認為與熱沖壓后的鋼材的硬度大致相同。因此，當熱沖壓鋼材的回火部的硬度相對于就具有相同化學成分的鋼材通過上述的方法測定得到的最高淬火硬度降低時，可以說沖擊吸收性提高了。

因此，對以各回火溫度實施了回火的熱沖壓鋼材的母材的回火部的維氏硬度進行了測定。另外，作為最高淬火硬度，將具有相同化學成分的鋼材在奧氏體化溫度以上加熱30分鐘之后實施水淬火，在距離表面的深度為板厚的1/4處對維氏硬度進行了測定。

其結(jié)果是，發(fā)現(xiàn)了：當回火溫度超過300℃時，回火部的硬度為最高淬火硬度的85％以下。另外，發(fā)現(xiàn)了：當回火溫度滿足上述式1時，回火部的硬度為最高淬火硬度的60％以下；當回火溫度為700℃以上時，回火部的硬度為最高淬火硬度的50％以下。

因此，當回火溫度為超過300℃且低于500℃或者滿足上述式1時，熱沖壓鋼材的強度變低，并且耐蝕性也得到維持。另外，當回火溫度滿足上述式1時，化學轉(zhuǎn)化處理性進一步提高。更優(yōu)選回火溫度為700℃以上。

以下，對于本發(fā)明的一個實施方式的熱沖壓鋼材(有時稱為本實施方式的熱沖壓鋼材)進行說明。

本實施方式的熱沖壓鋼材具有以下特征。

(a)其具備：母材，該母材是包含回火部的鋼材，當將在加熱到A_c3點以上的溫度并保持了30分鐘之后實施了水淬火的情況下距離表面的深度為板厚的1/4的位置處的維氏硬度定義為最高淬火硬度時，上述回火部具有上述最高淬火硬度的85％以下的硬度；以及鍍鋅層，該鍍鋅層形成在上述母材的上述回火部之上?；鼗鸩康挠捕葍?yōu)選相對于最高淬火硬度為60％以下，更優(yōu)選為50％以下。

(b)鍍鋅層包含固溶體層和片狀層，上述固溶體層由固溶體相形成，并且上述固溶體相含有Fe和與上述Fe固溶的Zn，上述片狀層由上述固溶體相和大寫伽馬相形成。

(c)上述片狀層在上述鍍鋅層中的面積率為20％以下，優(yōu)選為5～20％。

這些特征是基于上述見解的。

[母材]

母材為鋼材，其例如是通過對鋼板進行熱沖壓而形成的。另外，母材包含回火部。回火部是指其硬度(維氏硬度)為鋼材的最高淬火硬度的85％以下的部分。最高淬火硬度是指在奧氏體化溫度以上加熱了30分鐘之后實施了水淬火時距離表面的深度為板厚的1/4的位置處的維氏硬度。該最高淬火硬度可以通過使用具有相同化學成分的其他鋼材(與具有回火部的熱沖壓鋼材不同的鋼材)來測定。

通過使母材包含具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部，本實施方式的熱沖壓鋼材與具有相同化學組成并且未實施回火的熱沖壓鋼材相比抗拉強度低，因此沖擊吸收性優(yōu)異。

馬氏體是硬度高并且硬度會由于回火而大幅降低的組織。在對母材進行了水淬火的情況下具有發(fā)生馬氏體相變的化學組成，由此能夠容易地使其具備具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部，因此母材優(yōu)選具有在從A_c3點以上的溫度開始進行了水淬火時發(fā)生馬氏體相變的化學組成。另外，回火部優(yōu)選包含以體積％計為95％以上的回火馬氏體和低于5體積％的殘余奧氏體。

母材的化學組成不需要進行限定，優(yōu)選具有例如以下化學組成。當母材具有這樣的化學組成時，對于得到適合用于汽車用部件的機械特性來說是有利的。另外，對于使其具備具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部來說是有利的。以下，與元素有關的“％”是指質(zhì)量％。

C：0.05～0.4％

碳(C)是提高熱沖壓后的鋼材(熱沖壓鋼材)的強度的元素。當C含量過低時，得不到上述效果。因此，在得到該效果的情況下，優(yōu)選將C含量的下限設定為0.05％。C含量的更優(yōu)選下限為0.10％。另一方面，當C含量過高時，鋼板的韌性降低。因此，優(yōu)選將C含量的上限設定為0.4％。C含量的更優(yōu)選上限為0.35％。

Si：0.5％以下

硅(Si)是鋼中不可避免地含有的元素。另外，Si具有將鋼脫氧的效果。因此，以脫氧為目的，可以將Si含量設定為0.05％以上。然而，當Si含量高時，在熱沖壓中的加熱中，鋼中的Si擴散，在鋼板表面形成氧化物。該氧化物有時會使得磷酸鹽處理性降低。Si還具有使鋼板的A_C3點上升的作用。當鋼板的A_C3點上升時，熱沖壓時的加熱溫度有可能會超過Zn鍍覆的蒸發(fā)溫度。在Si含量超過0.5％的情況下，上述問題變得明顯，因此優(yōu)選將Si含量的上限設定為0.5％。更優(yōu)選Si含量的上限為0.3％。

Mn：0.5～2.5％

錳(Mn)是提高鋼的淬透性、提高熱沖壓鋼材的強度的元素。在得到該效果的情況下，優(yōu)選將Mn含量的下限設定為0.5％。Mn含量的優(yōu)選下限為0.6％。另一方面，就算Mn含量超過2.5％，其效果也會飽和。因此，優(yōu)選Mn含量的上限設定為2.5％。Mn含量的更優(yōu)選上限為2.4％。

P：0.03％以下

磷(P)是鋼中所含的雜質(zhì)。P向晶界偏析而使得鋼的韌性和耐延遲斷裂性降低。因此，P含量優(yōu)選盡可能低，在P含量超過0.03％的情況下，其的影響明顯，因此可以將P含量設定為0.03％以下。

S：0.010％以下

硫(S)是鋼中所含的雜質(zhì)。S形成硫化物而使得鋼的韌性和耐延遲斷裂性降低。因此，S含量優(yōu)選盡可能低，在S含量超過0.010％的情況下，其的影響變得明顯，因此可以將S含量設定為0.010％以下。

sol.Al：0.10％以下

鋁(Al)是對鋼的脫氧有效的元素。為了得到該效果，可以將Al含量的下限設定為0.01％。然而，在Al含量過高的情況下，鋼板的A_C3點上升而有可能使得熱沖壓時所需的加熱溫度超過Zn鍍覆的蒸發(fā)溫度。因此，優(yōu)選將Al含量的上限設定為0.10％。Al含量的更優(yōu)選上限為0.05％。本實施方式中的Al含量為sol.Al(酸溶Al)的含量。

N：0.010％以下

氮(N)是鋼中不可避免地包含的雜質(zhì)。N是形成氮化物而使鋼的韌性降低的元素。另外，在含有B的情況下，N與B結(jié)合而使得固溶B量降低。當固溶B量降低時，淬透性降低。從上述理由考慮，N含量優(yōu)選盡可能低，在N含量超過0.010％的情況下，其的影響變得明顯，因此可以將N含量設定為0.010％以下。

本實施方式的熱沖壓鋼材的母材部例如可以具有上述元素和剩余部分包含F(xiàn)e和雜質(zhì)的化學組成。然而，對于本實施方式的熱沖壓鋼材的母材部來說，以提高強度或韌性為目的，還可以任意地以后述范圍進一步含有選自B、Ti、Cr、Mo、Nb、Ni中的一種以上的元素來代替上述化學組成的Fe的一部分。

本實施方式中，雜質(zhì)是指在工業(yè)制造鋼鐵材料時由作為原料的礦石、廢鐵或制造環(huán)境等混入的物質(zhì)。

B：0.0001～0.0050％

就硼(B)而言，B提高鋼的淬透性，提高熱沖壓鋼材的強度。因此，在得到該效果的情況下，B含量的優(yōu)選下限為0.0001％。然而，當B含量過高時，其效果飽和。因此，就算在含有的情況下，也優(yōu)選將B含量的上限設定為0.0050％。

Ti：0.01～0.10％

鈦(Ti)與N結(jié)合來形成氮化物(TiN)。其結(jié)果是，B和N的結(jié)合得到抑制，能夠抑制由形成BN造成的淬透性降低。另外，TiN通過其釘扎效果，使得熱沖壓加熱時的奧氏體粒徑微細化，提高鋼材的韌性等。在得到這些效果的情況下，Ti含量的優(yōu)選下限為0.01％。然而，當Ti含量過高時，上述效果飽和，并且Ti氮化物過剩析出而使鋼的韌性降低。因此，就算在含有的情況下，也優(yōu)選將Ti含量的上限設定為0.10％。

Cr：0.1～0.5％

鉻(Cr)提高鋼的淬透性。在得到該效果的情況下，Cr含量的優(yōu)選下限為0.1％。然而，在Cr含量過高的情況下，形成Cr碳化物，在熱沖壓的加熱時碳化物變得不易溶解。其結(jié)果是，鋼的奧氏體化難以進行，淬透性降低。因此，就算在含有的情況下，也優(yōu)選將Cr含量的上限設定為0.5％。

Mo：0.05～0.50％

鉬(Mo)提高鋼的淬透性。在得到該效果的情況下，Mo含量的優(yōu)選下限為0.05％。然而，當Mo含量過高時，上述效果飽和。因此，就算在含有的情況下，也優(yōu)選將Mo含量的上限設定為0.50％。

Nb：0.02～0.10％

鈮(Nb)形成碳化物而使得在熱沖壓時晶粒微細化。當晶粒微細化時，鋼的韌性提高。在得到該效果的情況下，Nb含量的優(yōu)選下限為0.02％。然而，當Nb含量過高時，上述效果飽和，并且淬透性降低。因此，就算在含有的情況下，也優(yōu)選將Nb含量的上限設定為0.10％。

Ni：0.1～1.0％

鎳(Ni)提高鋼的韌性。另外，Ni在鍍鋅鋼材的熱沖壓中的加熱時抑制由熔融Zn造成的脆化。在得到這些效果的情況下，Ni含量的優(yōu)選下限為0.1％。然而，當Ni含量過高時，上述效果飽和，并且會導致成本上升。因此，就算在含有的情況下，也優(yōu)選將Ni含量的上限設定為1.0％。

母材可以是其一部分為回火部，也可以是母材整體為回火部。即，母材整體的顯微組織可以為回火馬氏體。

近年來正在尋求被稱為變強度成形(tailored property)的對強度、延展性等性能的要求根據(jù)位置的不同而不同的部件。例如，對于汽車部件來說，被稱為B柱(中柱)的骨架部件在構(gòu)成乘車區(qū)域的上部要求高強度，在下部要求沖擊吸收性高。

當將具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材的母材的僅僅一部分設定為回火部時，能夠得到如上所述那樣同時具有強度高的部分和沖擊吸收性的部件。另外，由于熱沖壓鋼材具有鍍鋅層，因此耐蝕性也優(yōu)異。

回火部的抗拉強度例如為600～1450MPa，維氏硬度為180～450Hv。此時，熱沖壓鋼材的回火部的強度比未實施回火的現(xiàn)有熱沖壓鋼材更低。因此，與現(xiàn)有熱沖壓鋼材相比，沖擊吸收性更優(yōu)異。

回火馬氏體的維氏硬度比馬氏體的維氏硬度低。因此，能夠基于維氏硬度對母材(回火部)的顯微組織是否為回火馬氏體來進行判斷。

維氏硬度可以通過以JIS Z2244(2009)為依據(jù)的維氏硬度試驗來求出。維氏硬度試驗的試驗力設定為10kgf＝98.07N。

[鍍鋅層]

本實施方式的熱沖壓鋼材至少在母材的回火部上具有鍍鋅層。鍍鋅層的主體為固溶體層。具體來說，鍍鋅層具備固溶體層和以面積率計為0～20％的片狀層。

固溶體層由固溶體相形成。固溶體相含有Fe和與Fe固溶的Zn。優(yōu)選固溶體層中的Zn含量為25～40質(zhì)量％。更優(yōu)選固溶體層中的Zn含量為30～40質(zhì)量％。

片狀層具有固溶體相與大寫伽馬(Γ)相的片狀組織。片狀組織如圖2所示是指不同相(本實施方式中為固溶體相和Γ相)以層狀交替反復相鄰的組織。Γ相為金屬間化合物(Fe₃Zn₁₀)。片狀層的固溶體相中的Zn含量為5～25質(zhì)量％，比固溶體層中的Zn含量低。片狀層形成在鍍鋅層的表層。

當片狀層在鍍鋅層中的面積率超過20％時，耐蝕性明顯降低。其理由是，片狀層如上所述具有固溶體相(低Zn固溶體相)與Γ相的片狀組織。固溶體相的腐蝕電位與Γ相的腐蝕電位不同，因此在片狀層中容易產(chǎn)生電偶腐蝕，可以認為與固溶體層相比，耐蝕性低。因此，將片狀層在鍍鋅層中的面積率設定為20％以下。

另一方面，片狀層與固溶體層相比，化學轉(zhuǎn)化處理性優(yōu)異。其理由可以考慮如下事項。片狀層如上所述具有固溶體相(低Zn固溶體相)與Γ相的片狀組織。在片狀組織內(nèi)，固溶體相和Γ相在與母材的表面大致垂直的方向上延伸。另外，如上所述，片狀層形成在鍍鋅層的表層。因此，在對鍍鋅層的表面進行了觀察的情況下，可以觀察到固溶體相和Γ相這兩者。當對具有這樣的片狀組織的鍍鋅層實施化學轉(zhuǎn)化處理(磷酸鹽處理)時，鍍鋅層的表面即片狀層被磷酸蝕刻。此時，鋅濃度高的部分優(yōu)先被蝕刻。片狀層中的Γ相中的Zn濃度比固溶體相中的Zn濃度高，因此Γ相比固溶體相更優(yōu)先被磷酸蝕刻。其結(jié)果是，在鍍鋅層的表面形成微細的凹凸，磷酸鹽變得容易附著。因此，可以認為在表層具有片狀層的鍍鋅層的磷酸鹽處理性比在表層僅具有固溶體層的鍍鋅層高。當片狀層在鍍鋅層中的面積率為5％以上時，鍍鋅層的磷酸鹽處理性更高，因此優(yōu)選片狀層在鍍鋅層中的面積率為5％以上。

即，當片狀層的面積率為5～20％時，不僅耐蝕性優(yōu)異，而且化學轉(zhuǎn)化處理性也優(yōu)異。

固溶體相(高Zn固溶體相、低Zn固溶體相)中的Zn含量可以通過如下方法來測定。只要在高Zn固溶體相中的任意五個部位通過EPMA(電子束顯微分析儀)來測定Zn含量(質(zhì)量％)并將五個部位的Zn含量的平均定義為高Zn固溶體相中的Zn含量就行。對于低Zn固溶體相來說，也可以通過與高Zn固溶體相相同的方法來求出Zn含量。

本實施方式的熱沖壓鋼材具備具有最高淬火硬度的85％以下的硬度的回火部。因此，與具有相同化學組成并且未實施回火的熱沖壓鋼材相比，強度低，耐沖擊吸收性優(yōu)異。此外，對于本實施方式的鍍鋅層來說，耐蝕性降低的片狀層所占的比例小。因此，能夠維持與未實施回火的熱沖壓鋼材相同程度的優(yōu)異耐蝕性。

[熱沖壓鋼材的制造方法]

本實施方式的熱沖壓鋼材只要具有上述母材和鍍鋅層，就能夠在不限定其制造方法的情況下發(fā)揮其效果。但是，例如可以通過具備以下所示工序的制造方法來制造：準備作為母材的鋼材的工序(母材準備工序)；在母材形成鍍鋅層的工序(鍍鋅處理工序)；對具備鍍鋅層的母材實施熱沖壓的工序(熱沖壓工序)；以及對熱沖壓后的鋼材實施回火的工序(回火工序)。以下，對于各工序中的優(yōu)選例進行說明。

[母材準備工序]

首先，準備作為母材使用的鋼板。例如，制造具有上述優(yōu)選化學組成的鋼水。使用該鋼水，并通過連續(xù)鑄造等鑄造法來制造板坯。也可以使用鋼水以鑄錠法制造鋼錠來代替板坯。對所制造得到的板坯或鋼錠進行熱軋，由此制造鋼板(熱軋鋼板)。根據(jù)需要，可以進一步對熱軋鋼板實施酸洗處理，對酸洗處理后的熱軋鋼板實施冷軋，由此制成鋼板(冷軋鋼板)。對于熱軋、酸洗、冷軋來說，只要根據(jù)適用部件所要求的特性以公知方法來進行就行。

[鍍鋅處理工序]

對上述鋼板(熱軋鋼板或冷軋鋼板)進行鍍鋅處理，在鋼板的表面形成鍍鋅層。鍍鋅層的形成方法沒有特別限定，可以是熱浸鍍鋅處理，也可以是合金化熱浸鍍鋅處理，還可以是電鍍鋅處理。

通過熱浸鍍鋅處理來形成鍍鋅層例如是通過以下要點來進行的。即，將鋼板浸漬在鍍浴(熱浸鍍鋅浴)中而使得鍍覆附著在鋼板表面。將附著了鍍覆的鋼板從鍍浴拉起。優(yōu)選對鋼板表面的鍍覆附著量進行調(diào)整來設定為20～100g/m²。鍍覆附著量可以通過調(diào)整鋼板的拉起速度、擦拭氣體的流量來進行調(diào)整。熱浸鍍鋅浴中的Al濃度沒有特別限定。通過以上工序，可以制造具備鍍鋅層(熱浸鍍鋅層)的熱沖壓用鋼板(GI)。

通過合金化熱浸鍍鋅處理(以下也稱為合金化處理)形成鍍鋅層例如是通過以下要點來進行的。即，將形成了上述熱浸鍍鋅層的鋼板加熱到470～600℃。加熱后，根據(jù)需要進行均熱，之后進行冷卻。均熱時間優(yōu)選30秒以內(nèi)，但沒有限定。另外，在剛加熱到上述加熱溫度之后可以在不進行均熱的情況下進行冷卻。根據(jù)鍍層中的所希望的Fe濃度，適當設定加熱溫度和均熱時間。合金化處理中的加熱溫度的優(yōu)選下限為540℃。通過以上合金化處理，制造具備鍍鋅層(合金化熱浸鍍鋅層)的熱沖壓用鋼板(GA)。

通過電鍍鋅處理形成鍍鋅層例如是通過以下要點來進行的。即，作為電鍍鋅浴，準備眾所周知的硫酸浴、鹽酸浴、鋅酸鹽浴和氰化物浴等中的任意一種。對上述鋼板進行酸洗，將酸洗后的鋼板浸漬在電鍍鋅浴中。將鋼板作為陰極，在電鍍鋅浴中流動電流。由此，使得鋅析出在鋼板表面來形成鍍鋅層(電鍍鋅層)。通過以上工序，制造具備電鍍鋅層的熱沖壓用鋼板(EG)。

在鍍鋅層為合金化熱浸鍍鋅層的情況和鍍鋅層為電鍍鋅層的情況下，優(yōu)選鍍鋅層的附著量與熱浸鍍鋅層時相同。即，這些鍍鋅層的優(yōu)選附著量為20～100g/m²。更優(yōu)選為40～80g/m²。

這些鍍鋅層含有Zn。具體來說，熱浸鍍鋅層和電鍍鋅層的化學組成包含Zn和雜質(zhì)。合金化熱浸鍍鋅層的化學組成含有5～20％的Fe，剩余部分包含Zn和雜質(zhì)。

[熱沖壓工序]

對于上述熱沖壓用鋼板，實施熱沖壓。對于熱沖壓工序中的淬火之前的加熱來說，優(yōu)選進行在加熱中主要利用輻射熱的加熱。

具體來說，首先將熱沖壓用鋼板裝入加熱爐(氣爐、電爐、紅外線爐等)。在加熱爐內(nèi)，將熱沖壓用鋼板加熱到A_C3點～950℃(最高加熱溫度)，以該溫度進行保持(均熱)。鍍層中的Zn由于加熱而液化，鍍層中的熔融Zn與Fe相互擴散而形成為固溶體相(Fe-Zn固溶體相)。鍍層中的熔融Zn在Fe中固溶化而形成為固相，然后從加熱爐取出鋼板。對于從加熱爐取出來的鋼板實施熱沖壓(壓制加工和淬火)，由此制成熱沖壓鋼材。優(yōu)選均熱時間為30分鐘以下。從生產(chǎn)率的觀點考慮，優(yōu)選短時間，更優(yōu)選加熱時間為0～15分鐘。

在熱沖壓中，使用在內(nèi)部循環(huán)有冷卻介質(zhì)(例如水)的模具來對鋼板進行壓制。在對鋼板進行壓制時，通過由模具除熱對鋼板進行淬火。通過以上工序，制造熱沖壓鋼材。

上述說明是使用加熱爐對熱沖壓用鋼板進行了加熱。但是，也可以通過通電加熱來對熱沖壓用鋼板進行加熱。在這種情況下，也是通過通電加熱對鋼板進行規(guī)定時間的均熱，使鍍鋅層中的熔融Zn形成為固溶體相。在鍍鋅層中的熔融Zn形成為固溶體相之后，使用模具對鋼板進行壓制。

[回火工序]

對于熱沖壓鋼材(熱沖壓后的鋼材)實施回火。通過對熱沖壓鋼材進行回火，能夠在熱沖壓鋼材的母材中形成回火部。在將熱沖壓之后并且回火之前的Fe-Zn固溶體中的Zn濃度(質(zhì)量％)設定為C時，回火溫度為超過300℃且500+8.0×(32.5-C)℃以下(其中，此時若C≥32.5，則設定為C＝32.5)或者為700-4.0×(35.0-C)℃～母材的A_C1點。優(yōu)選回火溫度為超過300℃且低于500℃或者700℃～母材的A_C1點。

當為上述回火溫度的范圍時，回火后的鍍鋅層的主體為固溶體層，片狀層的面積率為0～20％。此外，母材的回火部的硬度為最高淬火硬度的85％以下。

另外，通過將回火溫度設定為700-4.0×(35.0-C)℃～A_c1點，能夠使片狀層的面積率為5～20％。另外，通過將回火溫度設定為700℃以上，能夠使母材的回火部的硬度為最高淬火硬度的50％以下。

片狀層的面積率根據(jù)回火溫度變化可以認為是基于如下理由。

圖8是Fe-Zn的二元系狀態(tài)圖。通過熱沖壓制造得到的熱沖壓鋼材的鍍鋅層由在α-Fe中固溶有25～40質(zhì)量％左右的Zn的固溶體相形成。然而，從自由能考慮，由在α-Fe中固溶有5～25質(zhì)量％的Zn的低Zn固溶體相和Γ相這二相形成的組織(即片狀層)在室溫下穩(wěn)定。也就是說，熱沖壓后的鍍鋅層的固溶體相為Zn過飽和了的固溶體。

假定鍍鋅層中的Zn濃度為圖8中的35質(zhì)量％的情況(相當于圖中的地點A1)。當該鍍鋅層的溫度上升時，用于從固溶體相分離到低Zn固溶體相和Γ相的二相分離的驅(qū)動力產(chǎn)生于比邊界線Ax上的地點B更靠低溫一側(cè)，并隨著距離地點B越向低溫一側(cè)偏離而越強。另一方面，鍍鋅層中的擴散速度隨著溫度變高而越快。因此，基于用于二相分離的驅(qū)動力與擴散速度之間的關系來確定回火后是否形成片狀層。具體來說，用于二相分離的驅(qū)動力越高、擴散速度越快，就越容易形成片狀層。

在回火時的鍍鋅層的溫度(回火溫度)為低溫區(qū)域(超過300℃且低于500℃)的情況下(例如310℃的地點A1)，距離邊界線Ax足夠遠。此時，用于二相分離的驅(qū)動力高。然而，由于是低溫，因而擴散速度過慢。因此，就算實施回火，鍍鋅層也不會分離為二相，無法形成片狀層。

在回火溫度為500℃以上且低于700℃的情況下，盡管溫度區(qū)域接近邊界線Ax，但仍然有一定程度的距離(例如圖中的地點A2)。此時，產(chǎn)生一定程度的用于二相分離的驅(qū)動力。進而，由于溫度區(qū)域變高，因此擴散速度快。其結(jié)果是，鍍鋅層分離為二相而形成片狀層。在圖8的A2處，分離為Zn含量為70質(zhì)量％左右的Γ相(圖中C2)和Zn含量為10質(zhì)量％左右的固溶體相(圖中C1)。其結(jié)果是，形成片狀層。

當回火溫度進一步上升并達到700℃以上時，溫度區(qū)域在邊界線Ax附近。此時，盡管通過溫度上升使得擴散速度變快，但用于二相分離的驅(qū)動力仍然極小。其結(jié)果是，難以分離為二相。但是，由于沒有超過邊界線Ax，因而形成少量的片狀層。因此，片狀層的面積率為5～20％。當回火溫度超過邊界線Ax時(當回火溫度超過A_c1點時)，不產(chǎn)生二相分離的驅(qū)動力，因此無法形成片狀層。

在回火溫度為300℃以下的情況下，擴散速度慢，所以片狀層的面積率為20％以下。另一方面，回火部的強度難以降低，回火部的硬度超過最高淬火硬度的85％。

因此，如上所述，在鍍鋅層中的Zn濃度為圖8中的35質(zhì)量％的情況下，將回火溫度設定為超過300℃且低于500℃或者700℃～母材的A_C1點，由此能夠使片狀層在鍍鋅層中的面積率為20％以下，并且能夠使回火部的硬度為最高淬火硬度的85％以下。

回火也可以僅對熱沖壓鋼材的一部分實施。例如，可以通過使用了高頻的感應加熱、通過通電加熱，對熱沖壓鋼材的一部分實施回火。

通過僅對熱沖壓鋼材的一部分進行回火，使得同一部件中在進行了回火的部分和未進行回火的部分強度變化。這樣的部件例如可以適用于像汽車的B柱那樣的在上部要求高強度、在下部要求沖擊吸收性高的部件。

此外，就算在部分回火的情況下，回火部也是與對整體進行了回火時的回火部同等的。

上述熱沖壓鋼材是通過如下方式制造的：在加熱之后一邊使用模具進行壓制一邊進行淬火，之后在超過300℃且500+8.0×(32.5-C)℃以下或者700-4.0×(32.5-C)℃～母材的A_C1點的溫度范圍進行回火。

根據(jù)以上工序，能夠制造下述熱沖壓鋼材，其具備：母材，該母材是包含回火部的鋼材，上述回火部具有最高淬火硬度的85％以下的硬度；以及鍍鋅層，該鍍鋅層形成在母材的回火部上，并且包含固溶體層和片狀層，其中，片狀層在鍍鋅層中的面積率為20％以下。

本實施方式的熱沖壓鋼材的制造方法還可以包括以下工序。

[防銹油膜形成工序]

在上述制造方法中，在鍍鋅處理工序與熱沖壓工序之間還可以進一步包括防銹油膜形成工序。

在防銹油膜形成工序中，在熱沖壓用鋼板的表面涂布防銹油來形成防銹油膜。對熱沖壓用鋼板進行軋制到實施熱沖壓工序為止的期間有時可能很長。此時，熱沖壓用鋼板的表面有時會氧化。根據(jù)本工序在熱沖壓鋼材的表面形成防銹油膜，因此鋼板的表面不易氧化，抑制氧化皮的發(fā)生。

[下料加工工序]

另外，上述制造方法在防銹油膜形成工序與熱沖壓工序之間還進一步包括下料加工工序。

在下料加工工序中，對于熱沖壓用鋼板實施剪切加工和/或沖裁加工等，由此形成(下料加工)為特定形狀。雖然下料加工后的鋼板的剪切面容易被氧化，但當在鋼板表面形成了防銹油膜時，防銹油也會一定程度蔓延到剪切面。因此，下料加工后的鋼板的氧化得到抑制。

實施例

準備具有表1所示的化學組成的鋼No.A～G的鋼板。

參照表1，任意一個鋼的化學組成均為本實施方式的鋼板的優(yōu)選化學組成的范圍內(nèi)。

使用具有上述化學組成的鋼水以連續(xù)鑄造法來制造板坯。對板坯進行熱軋，得到熱軋鋼板。對熱軋鋼板進行酸洗，在酸洗后實施冷軋，由此得到板厚為1.6mm的冷軋鋼板。將所得到的冷軋鋼板作為用于制造熱沖壓鋼材的鋼板。

為了對最高淬火硬度進行調(diào)查，采集具有鋼No.A～G各自的化學組成的鋼板的一部分，加熱到A_c3點以上的溫度，保持30分鐘，然后實施水淬火。任意一個鋼種的鋼板在水淬火后的組織均為全馬氏體。

對于水淬火后的鋼板，測定維氏硬度，將所得到的維氏硬度定義為各鋼的最高淬火硬度(HV)。維氏硬度試驗以JIS Z2244(2009)為依據(jù)，試驗力設定為10kgf＝98.07N。

使用具有鋼No.A～F的化學成分的冷軋鋼板，并在表2中所示的條件下進行鍍鋅處理、熱沖壓和回火，制造試驗編號1～23的熱沖壓鋼材。

對于試驗編號1～23的鋼板，實施鍍鋅處理。對于試驗編號6，通過熱浸鍍鋅處理，在鋼板形成熱浸鍍鋅層(GI)。對于除了試驗編號6以外的試驗編號，對具有熱浸鍍鋅層的鋼板進一步實施合金化處理，由此形成合金化熱浸鍍鋅層(GA)。就合金化處理來說，將最高溫度設定為約530℃，在加熱約30秒之后冷卻到室溫。

合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)的Fe含量以質(zhì)量％計為12％。Fe含量是通過如下測定方法來測定的。首先，采集包含合金化熱浸鍍鋅層的鋼板的樣品。在樣品中的合金化熱浸鍍鋅層內(nèi)的任意五個部位，通過EPMA(電子束顯微分析儀)對Fe含量(質(zhì)量％)進行測定。將所測定得到的值的平均值定義為該試驗編號的合金化熱浸鍍鋅層的Fe含量(質(zhì)量％)。

這些鍍層(熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層)的附著量是通過如下方法來測定的。首先，從各鋼板采集包含鍍層的樣品，以JIS H0401為依據(jù)將樣品的鍍層用鹽酸溶解。根據(jù)溶解前的樣品重量、溶解后的樣品重量和形成有鍍層的面積，求出鍍層附著量(g/m²)。測定結(jié)果示于表2。

在形成鍍層之后，對各試驗編號的鋼板實施熱沖壓。具體來說，對于各鋼板，裝入將爐溫設定為作為鋼板的A_C3點以上的溫度的900℃的加熱爐，通過輻射熱在作為鋼No.A～F的A_C3點以上的溫度的900℃加熱4～8分鐘。此時，在裝入爐開始2分鐘左右，鋼板溫度變?yōu)?00℃，進而將各鋼板以900℃進行2分鐘～6分鐘的均熱。

在均熱之后，通過將以具備水冷夾套的平板模具夾住鋼板來制造熱沖壓鋼材(鋼板)。此時，就算是對熱沖壓時的冷卻速度慢的部分，也以到馬氏體相變開始點為止的冷卻速度為50℃/秒以上的方式進行淬火。在熱沖壓之后，通過EPMA求出Fe-Zn固溶體中Zn濃度。

進而，對于熱沖壓后的試驗編號1～14、16～23實施回火。本實施例是將各鋼材裝入熱處理爐。即，對于鋼材整體實施了回火。各試驗編號的回火溫度設定為如表2所示，加熱時間均設定為5分鐘，對于試驗編號15的鋼材沒有實施回火。通過以上工序，制造試驗編號1～23的熱沖壓鋼材。

對于這些試驗編號1～14的熱沖壓鋼材，進行維氏硬度試驗、鍍鋅層的顯微組織觀察。另外，為了評價化學轉(zhuǎn)化處理性，進行了磷酸鹽處理性評價試驗。

[維氏硬度試驗]

從各試驗編號的鋼材(鋼板)的板厚中央部的母材采集樣品。對于樣品的表面(相當于鋼板的與軋制方向垂直的面)，實施以JIS Z2244(2009)為依據(jù)的維氏硬度試驗。試驗力設定為10kgf＝98.07N。將所得到的維氏硬度(HV10)、所得到的維氏硬度B1(HV10)與最高淬火硬度B0之比B1/B0×100(％)示于表2。

[鍍鋅層的顯微組織觀察]

從各試驗編號的鋼材，采集包含鍍鋅層的樣品。將樣品的表面之中與軋制方向垂直的截面以5質(zhì)量％的硝酸乙醇進行蝕刻。以2000倍的SEM對蝕刻后的鍍鋅層的截面進行觀察，來判斷有無固溶體層和片狀層。

在觀察到片狀層的情況下，進一步通過如下方法求出片狀層的面積率。在上述截面之中任意五個視場(50μm×50μm)，求出片狀層相對于鍍鋅層整體面積的面積率(％)。此時，浮出到表面進行配置的Zn氧化物層(圖1中的符號30)不包含在鍍鋅層的面積中。將所得到的固溶體層和片狀層的面積率(％)示于表2。

對于通過顯微組織觀察所觀察到的固溶體層，通過上述方法來實施基于EPMA的測定。其結(jié)果是，所觀察到的固溶體層中的Zn均為25～40質(zhì)量％。

[SST試驗(Salt Spray Test)]

對于各試驗編號的熱沖壓鋼材，以如下方法來實施SST試驗。將各試驗編號的熱沖壓鋼材(鋼板)的背面和端面以聚酯帶密封。然后，對各鋼材的表面，橫跨6天(144小時)實施JIS Z2371“鹽水噴霧試驗方法”中所規(guī)定的試驗。求出試驗后的各鋼材的腐蝕減量(g/m²)。將所得到的腐蝕減量示于表2。

[磷酸鹽處理性評價試驗]

對于各試驗編號的熱沖壓鋼材，使用日本帕卡瀨精株式會社制的表面調(diào)整處理劑Pureparen X(產(chǎn)品名)以室溫實施20秒的表面調(diào)整。進而，使用日本帕卡瀨精株式會社制的磷酸鋅處理液Palbond 3020(產(chǎn)品名)來實施磷酸鹽處理。將處理液的溫度設定為43℃，將熱沖壓鋼材浸漬在處理液中120秒鐘。

在磷酸鹽處理之后，用1000倍的掃描型電子顯微鏡(SEM)對熱沖壓鋼材的任意五個視場(125μm×90μm)進行觀察，對于SEM圖像實施二值化處理。就二值化后的圖像來說，在白色部分形成了微細的化學轉(zhuǎn)化晶體。微細的化學轉(zhuǎn)化晶體越多，磷酸鹽處理性就越高。因此，使用二值化后的圖像來求出白色部分的面積率TR。當面積率TR與未進行回火時同等時，為尚可；當面積率TR為30％以上時，磷酸鹽處理性提高，為良好。結(jié)果示于表2。

[試驗結(jié)果]

參照表2，在試驗編號2～5、9、10、13、14、16、19、20、21、23中，回火溫度適當。因此，回火部的硬度B1為最高淬火硬度B0的85％以下。

此外，固溶體層在鍍鋅層中的面積率為80％以上，片狀層的面積率為20％以下。其結(jié)果是，基于SST試驗的腐蝕減量為130g/m²以下，與未實施回火的試驗編號15的腐蝕減量大致同等。

另一方面，在試驗編號1、6～8中，回火溫度過低。因此，盡管片狀層的面積率為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，在試驗編號15中，由于未進行回火，因此B1為接近B0的值。

對于試驗編號11和12、17、18、22來說，回火溫度偏離了優(yōu)選范圍，結(jié)果片狀層在鍍鋅層中的面積率超過20％。因此，腐蝕減量大幅超過130g/m²。

另外，在片狀層在鍍鋅層中的面積率為5～20％以上的情況下，耐蝕性不會降低，化學轉(zhuǎn)化處理性提高。

在表3中整理上述結(jié)果，進行綜合評價。

就硬度來說，在B1/B0×100為85(％)以下的情況下，評價為良好；在超過85(％)的情況下，評價為不良。另外，就耐蝕性來說，在基于SST試驗的腐蝕減量為130g/m²以下的情況下，評價為良好；在超過130g/m²的情況下，評價為不良。而且，當硬度和耐蝕性均為良好時，綜合判斷為良好；當任意一個為不良時，都綜合判斷為不良。

表3

以上，對本發(fā)明的實施方式進行了說明。然而，上述實施方式只不過是用于實施本發(fā)明的例示。因此，本發(fā)明不限于上述實施方式，可以在不脫離其主旨的范圍內(nèi)適當改變上述實施方式來進行實施。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，能夠提供具有比具有相同化學組成的現(xiàn)有熱沖壓鋼材更高的沖擊吸收性并且耐蝕性優(yōu)異的具有鍍鋅層的熱沖壓鋼材。

符號說明

10 固溶體層

20 回火部

30 Zn氧化物層

40 片狀層