冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、热压成型部件及它们的制造方法与流程

本发明涉及一种可优选应用于需要耐冲击特性的汽车构件等的冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、热压成型部件及它们的制造方法。

背景技术：

近年来，高强度的热压成型部件广泛应用于汽车的结构部件，以通过汽车轻量化来实现燃料效率的提升和保护乘客等目的。

这种热压成型部件的代表性技术有专利文献1。专利文献1中，将al-si镀覆钢板加热至850℃以上，然后将通过冲压机进行热压成型及快速冷却的部件的组织形成为马氏体，以此确保拉伸强度超过1600mpa的超高强度。通过确保这种超高强度可以容易实现汽车的轻量化。

但是，根据专利文献1，由于高强度，在碰撞时冲击特性相对差，在一些情况下，根据热压成型条件等显示出异常低的冲击特性，因此对开发冲击特性优异的热压成型部件的需求日益增加。

对此，专利文献2中提出了一种技术，该技术中通过调节热压成型用钢板的ca/s比以使夹杂物球化，并添加如nb等的合金元素，通过晶粒微细化提升热压成型后的冲击特性。

但是，专利文献2中公开了用于改善通常的钢铁材料的冲击特性的夹杂物及晶粒尺寸的控制的内容，被评价为难以改善实际热压成型时发生的低冲击特性。

因此，需要开发一种冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、热压成型部件及它们的制造方法。

(现有技术文献)

(专利文献1)us6296805b1

(专利文献2)kr10-2010-0047011a

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明的一个方面的目的在于提供一种冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、利用该镀覆钢板的热压成型部件及它们的制造方法。

另外，本发明要解决的技术问题并不限定于上述内容。从本说明书的全部内容可以理解本发明要解决的技术问题，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，理解本发明的附加的技术问题没有任何困难。

技术方案

本发明的一个方面涉及一种冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板，所述镀覆钢板包括：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：c：0.15～0.4％、si：0.05～1.0％、mn：0.6～3.0％、p：0.001～0.05％、s：0.0001～0.02％、al：0.01～0.1％、n：0.001～0.02％、b：0.001～0.01％、cr：0.01～0.5％、ti：0.01～0.05％、余量的fe及不可避免的杂质；以及al-si镀层，形成在所述基础钢板的表面，所述基础钢板的表层部中贫碳层的厚度为5μm以下。

(所述表层部是指从基础钢板的表面到200μm深度的区域，所述贫碳层是指基础钢板的平均c含量(c0)的50％以下的区域。)

另外，本发明的另一个方面涉及一种冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板的制造方法，所述制造方法包括以下步骤：将板坯加热至1050～1300℃，以重量％计，所述板坯包含：c：0.15～0.4％、si：0.05～1.0％、mn：0.6～3.0％、p：0.001～0.05％、s：0.0001～0.02％、al：0.01～0.1％、n：0.001～0.02％、b：0.001～0.01％、cr：0.01～0.5％、ti：0.01～0.05％、余量的fe及不可避免的杂质；以800～950℃，对加热的所述板坯进行热精轧，以获得热轧钢板；在完成热精轧后的30秒以内开始对所述热轧钢板进行冷却，并且在450～750℃下进行收卷；将收卷的所述热轧钢板加热至740～860℃，并且在露点温度为-70～-30℃的气氛中进行退火；以及将退火的所述热轧钢板浸渍于al-si镀浴中进行镀覆。

另外，本发明的另一个方面涉及一种冲击特性优异的热压成型部件，所述热压成型部件包括：母材，以重量％计，所述母材包含：c：0.15～0.4％、si：0.1～1％、mn：0.6～3.0％、p：0.001～0.05％、s：0.0001～0.02％、al：0.01～0.1％、n：0.001～0.02％、b：0.001～0.01％、cr：0.01～0.5％、ti：0.01～0.05％、余量的fe及不可避免的杂质；以及al-si镀层，形成在所述母材的表面，所述母材的表层部形成有富碳层。

(所述表层部是指从母材的表面到200μm深度的区域，所述富碳层是指母材的平均c含量(c0)的110％以上的区域。)

另外，本发明的另一个方面涉及一种热压成型部件的制造方法，所述制造方法包括：加热步骤，将通过本发明的热压成型用镀覆钢板的制造方法制造的镀覆钢板加热至ac3～980℃的温度范围并保持1～1000秒；以及热压成型步骤，利用冲压机对加热的所述镀覆钢板进行成型的同时以1～1000℃/sec的冷却速度冷却至mf以下。

另外，上述的技术方案并没有列出本发明的所有特征。本发明的各种特征及其优点和效果可以通过以下的具体实施方式得以更详细的理解。

有益效果

根据本发明，具有可以提供一种冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、利用该镀覆钢板的热压成型部件及它们的制造方法。

附图说明

图1是示出实施例的热压成型部件的根据母材表层部的富碳层厚度的ts×ie值的曲线图。

图2是对实施例中a1-1(发明例)和a2-1(比较例)的热压成型部件的壁部用硝酸酒精溶液浸蚀后拍摄微细组织的照片。

图3示出在a1-1(发明例)的热压成型前后通过gds分析的主要成分的浓度分布的结果。

最佳实施方式

以下，对本发明的优选的实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变形成各种其它方式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向本技术领域中的普通技术人员更完整地说明本发明而提供。

本发明的发明人发现现有的热压成型部件具有冲击特性差的问题，通过用于改善通常的钢铁材料的冲击特性的夹杂物及晶粒尺寸的控制，在改善实际热压成型时发生的低冲击特性方面存在局限性，因此进行深入研究以解决这种问题。

实际热压成型时发生的低冲击特性的原因在于热压成型时在表层部的局部形成的铁素体的存在，在形成这种局部的表层铁素体时，施加冲击时变形集中在铁素体，因此容易发生断裂。

这种现象在实际构件中是非常重要的部分，但是实际构件具有复杂的形状，存在垂直于模具的移动方向且与模具完全接触的平面部，另一方面，存在平行于模具的移动方向或以小角度倾斜地与模具接触的壁部，在这种壁部的情况下，根据构件形状，与模具的接触不充分，或者由于热压成型促进相变，成为在母材表层容易形成铁素体的条件。

对此，本发明的发明人得出以下结论：为了制造冲击特性优异的热压成型部件，需要将热压成型时伴随的如表层铁素体等的冲击特性劣化因子最小化，这可以通过提升表层部的局部的淬透性来实现。因此，确认了在热压成型时在母材表层形成富碳层，从而能够提供冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、热压成型部件及它们的制造方法，并完成了本发明。

冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板

以下，对本发明的一个方面的冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板进行详细的说明。

本发明的一个方面的冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板包括：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：c：0.15～0.4％、si：0.05～1.0％、mn：0.6～3.0％、p：0.001～0.05％、s：0.0001～0.02％、al：0.01～0.1％、n：0.001～0.02％、b：0.001～0.01％、cr：0.01～0.5％、ti：0.01～0.05％、余量的fe及不可避免的杂质；以及al-si镀层，形成在所述基础钢板的表面，所述基础钢板的表层部中贫碳层的厚度为5μm以下。

(所述表层部是指从基础钢板的表面到200μm深度的区域，所述贫碳层是指基础钢板的平均c含量(c0)的50％以下的区域。)

首先，对本发明的镀覆钢板的基础钢板、热压成型部件的母材及制造方法的板坯中共同应用的本发明的合金组成进行详细的说明。以下，除非特别说明，各元素含量的单位表示重量％。

c：0.15～0.4％

c是提升热处理部件的强度的必要元素。

c的含量小于0.15％时，难以确保充分的强度。另一方面，c的含量超过0.4％时，由于在对热轧材料进行冷轧时热轧材料的强度过高，冷轧性大幅降低，而且使点焊性大幅降低。因此，c的含量优选为0.15～0.4％。

另外，c含量的更优选的下限可以为0.18％，更优选的上限可以为0.35％。

si：0.05～1.0％

si在炼钢中作为脱氧剂添加，而且si是固溶强化元素和碳化物生成抑制元素，有助于提升热压成型部件的强度，并且si是对材质均匀化有效的元素。

si的含量小于0.05％时，上述效果不充分。另一方面，si的含量超过1.0％时，在退火过程中在钢板表面生成的si氧化物会使al镀覆性大幅降低。因此，si的含量优选为0.05～1.0％。

另外，si含量的更优选的下限可以为0.08％，更优选的上限可以为0.9％。

mn：0.6～3.0％

mn可以确保固溶强化效果，而且在热压成型部件中需要添加mn以降低用于确保马氏体的临界冷却速度。

mn的含量小于0.6％时，在获得所述效果方面存在局限性。另一方面，mn的含量超过3.0％时，在热压成型工艺前，由于钢板的强度上升，冷轧性降低，而且存在合金铁成本上升及点焊性变差的问题。因此，mn的含量优选为0.6～3.0％。

另外，mn含量的更优选的下限可以为0.8％，更优选的上限可以为2.8％。

p：0.001～0.05％

p是杂质，为了将p的含量控制在小于0.001％，需要很多制造成本，p的含量超过0.05％时，热压成型部件的焊接性大幅降低。因此，p的含量优选为0.001～0.05％。

s：0.0001～0.02％

s是杂质，为了将s的含量控制在小于0.0001％，需要很多制造成本，s的含量超过0.02％时，热压成型部件的延展性、冲击特性及焊接性降低。因此，s的含量优选为0.0001～0.02％。

al：0.01～0.1％

al是与si一同在炼钢中起到脱氧作用而提升钢的清洁度的元素。

al的含量小于0.01％时，上述效果不充分，al的含量超过0.1％时，连铸工艺中形成过多的aln，导致高温延展性降低，因此存在容易产生板坯裂纹的问题。

n：0.001～0.02％

n是作为杂质包含在钢中。为了将n的含量控制在小于0.001％，需要很多制造成本，n的含量超过0.02％时，在连铸工艺中形成过多的aln，导致高温延展性降低，因此存在容易产生板坯裂纹的问题。

b：0.001～0.01％

b是即使以少量添加也能够提升淬透性，并且b是偏析在原奥氏体晶界而能够抑制p或/及s的晶界偏析引起的热压成型部件的脆性的元素。

b的含量小于0.001％时，难以获得所述效果，b的含量超过0.01％时，不仅其效果饱和，而且在热轧过程中引发脆性。

cr：0.01～0.5％

与mn、b等相同，cr是为了确保钢的淬透性而添加。

cr的含量小于0.01％时，难以确保充分的淬透性，cr的含量超过0.5％时，可以确保充分的淬透性，但是其特性饱和，而且钢板的制造成本上升。

ti：0.01～0.05％

ti与钢中以杂质残存的氮结合生成tin，因此ti是为了保留确保淬透性所必要的固溶b。

ti的含量小于0.01％时，难以期待充分的效果，ti的含量超过0.05％时，不仅其特性饱和，而且钢板的制造成本上升。

本发明的其余成分是铁(fe)。但是，在通常的制造过程中从原料或者周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程的技术人员来说是周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。

此时，除了上述的合金组成之外，可以进一步包含合计为0.01～0.5重量％的选自mo、nb及v中的一种以上。

mo、nb及v是有助于通过微细析出物的形成所带来的析出强化效果来提升强度以及通过晶粒微细化增加冲击韧性的元素。上述元素的总量小于0.01％时，难以期待上述效果，上述元素的总量超过0.5％时，不仅其效果饱和，而且引起制造成本的上升。

本发明的热压成型用镀覆钢板中，基础钢板的表层部中贫碳层的厚度为5μm以下。所述表层部是指从基础钢板的表面到200μm深度的区域，所述贫碳层是指基础钢板的平均c含量(c0)的50％以下的区域。

基础钢板的表层部中贫碳层的厚度超过5μm时，在最终热压成型后难以在母材的表层部形成充分的富碳层。因此，贫碳层的厚度优选可以为5μm以下，更优选可以为4μm以下。

此时，所述基础钢板的中心部的碳化物分率(fc)与表层部的碳化物分率(fs)之比(fs/fc)可以为0.7～1.3。所述表层部是指从基础钢板的表面到200μm深度的区域，所述中心部是指从基础钢板的厚度中心到-100μm～+100μm的区域。

存在于基础钢板的碳化物在热压成型时溶解而起到供应碳的作用。所述fs/fc小于0.7时，在热压成型时难以在母材的表层形成充分的富碳层。另一方面，fs/fc超过1.3时，可以形成充分的富碳层，但是为了将fs/fc控制在超过1.3，退火前需要渗碳处理等的特殊处理，因此存在制造成本上升的问题。

另外，不必对所述基础钢板的微细组织作特别限定，但是以面积分数计，例如可以包含10～40％的珠光体、50～90％的铁素体及20％以下的马氏体。

本发明的热压成型用镀覆钢板包括形成在基础钢板的表面的al-si镀层。al-si镀层起到热压成型时抑制表面脱碳并且提升耐蚀性的作用。

此时，以重量％计，所述镀层可以包含：si：6～12％、fe：1～4％、余量的al及不可避免的杂质。这是因为虽然不必特别限定，但是需要如下控制镀浴的组成。将形成与下述的镀浴的组成几乎相同的镀层，fe的含量略微高于镀浴，但是满足所述范围。

si的含量小于6％时，镀浴的流动性降低，因此存在难以形成均匀的镀层的问题。另一方面，si的含量超过12％时，镀浴的熔融温度上升，因此存在需要提高镀浴的管理温度的问题。镀浴中的fe是在镀覆过程中从钢板溶解于镀浴中而存在。为了将镀浴中fe的含量保持在小于1％，需要过度的制造成本以稀释溶解的fe，fe的含量超过4％时，镀浴中容易形成称为浮渣的feal化合物，导致镀覆质量降低，因此有必要控制在4％以下。

另外，所述镀层的厚度可以为10～45μm。

这是因为所述镀层的厚度小于10μm时，难以确保热压成型部件的耐蚀性，所述镀层的厚度超过45μm时，由于过度的镀覆附着量，制造成本上升，而且难以在钢卷的宽度及长度方向上以均匀的镀覆量进行镀覆。

冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板的制造方法

以下，对本发明的另一个方面的冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板的制造方法进行详细的说明。

本发明的另一个方面的冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板的制造方法包括以下步骤：将满足上述合金组成的板坯加热至1050～1300℃；以800～950℃，对加热的所述板坯进行热精轧，以获得热轧钢板；在完成热精轧后的30秒以内开始对所述热轧钢板进行冷却，并且在450～750℃下进行收卷；将收卷的所述热轧钢板加热至740～860℃，并且在露点温度为-70～-30℃的气氛中进行退火；以及将退火的所述热轧钢板浸渍于al-si镀浴中进行镀覆。

板坯加热步骤

将满足上述合金组成的板坯加热至1050～1300℃。

板坯加热温度小于1050℃时，难以实现板坯组织的均质化，板坯加热温度超过1300℃时，不仅形成过多的氧化层，而且在加热过程中表层部发生严重的脱碳，因此难以在本发明期望的最终热压成型时在母材的表层部形成富碳层。

热轧步骤

以800～950℃，对加热的所述板坯进行热精轧，以获得热轧钢板。

热精轧温度小于800℃时，两相区轧制引起钢板表层部产生混粒组织，因此难以控制板形状，热精轧温度超过950℃时，发生晶粒粗大化的问题。

冷却及收卷步骤

在完成热精轧后的30秒以内开始对所述热轧钢板进行冷却，并且在450～750℃下进行收卷。

这是因为超过30秒后开始进行冷却时，随着高温保持时间的增加，表层脱碳加速，导致在表层部形成贫碳层，这种贫碳层在热压成型后也留在母材中，使得在最终热压成型时在母材表层部难以形成富碳层。

收卷温度小于450℃时，钢板的整体或部分形成马氏体，因此难以控制板形状，而且由于热轧钢板的强度上升，之后的冷轧性降低。另一方面，收卷温度超过750℃时，不仅使表层脱碳加速，而且由于内部氧化，后续镀覆后的表面质量降低。

退火步骤

将收卷的所述热轧钢板加热至740～860℃，并且在露点温度为-70～-30℃的气氛中进行退火。

退火温度小于740℃时，冷轧的组织的再结晶不充分，因此板形状不良，或者镀覆后的强度过高，导致在冲裁工艺中引发模具磨损。另一方面，退火温度超过860℃时，在退火工艺中形成si、mn等的表面氧化物，因此发生al-si镀覆表面不良的问题。

为了将气氛的露点温度控制在小于-70℃，需要用于控制气体的组成等的附加的设备，因此存在制造成本上升的问题，露点温度超过-30℃时，由于退火过程中钢板的表面脱碳，难以在本发明期望的最终热处理后的表层形成富碳层。

此时，所述退火步骤可以在非氧化性气氛中进行，例如，可以使用氢气-氮气混合气体。

此时，可以进一步包括以下步骤：对退火之前收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板。

即使省略冷轧而直接进行退火及镀覆也无妨，但是为了更精确的钢板厚度的控制，可以进行冷轧。另外，所述冷轧可以以30～80％的压下率进行。

镀覆步骤

将收卷的所述热轧钢板浸渍于al-si镀浴中进行镀覆。在进行冷轧及退火工艺的情况下，将退火的冷轧钢板浸渍于al-si镀浴中进行镀覆。

此时，以重量％计，所述al-si镀浴可以包含：si：6～12％、fe：1～4％、余量的al及不可避免的杂质。

si的含量小于6％时，镀浴的流动性降低，因此存在难以形成均匀的镀层的问题。另一方面，si的含量超过12％时，镀浴的熔融温度上升，因此存在需要提高镀浴的管理温度的问题。镀浴中的fe是在镀覆过程中从钢板溶解于镀浴中而存在。为了将镀浴中fe的含量保持在小于1％，需要过度的制造成本以稀释溶解的fe，fe的含量超过4％时，镀浴中容易形成称为浮渣的feal化合物，导致镀覆质量降低，因此有必要控制在4％以下。

另外，所述镀覆步骤中的镀覆量以单面为基准可以为30～130g/m²。

这是因为镀覆量以单面为基准小于30g/m²时，难以确保热压成型部件的耐蚀性，镀覆量以单面为基准超过130g/m²时，由于过度的镀覆附着量，制造成本上升，而且难以在钢卷的宽度及长度方向上以均匀的镀覆量进行镀覆。

冲击特性优异的热压成型部件

以下，对本发明的另一个方面的冲击特性优异的热压成型部件进行详细的说明。

本发明的另一个方面的冲击特性优异的热压成型部件包括：满足上述合金组成的母材；以及形成在所述母材表面的al-si镀层，所述母材的表层部形成有富碳层。

所述表层部是指从母材的表面到200μm深度的区域，所述富碳层是指母材的平均c含量(c0)的110％以上的区域。

富碳层用于提升表层部的淬透性，并且起到抑制表层部的铁素体的形成而提升冲击特性的作用。

此时，所述富碳层的厚度可以为10～150μm。

富碳层的厚度小于10μm时，抑制表层部的铁素体的形成的效果和提升淬透性的效果不充分，因此最终热压成型部件的冲击特性差。另一方面，为了将富碳层的厚度控制在超过150μm，需要长时间的热处理，而且产生如控制渗碳气氛等的附加的制造成本的增加。

另外，不必对所述母材的微细组织作特别限定，但是以面积分数计，例如可以包含90％以上的马氏体或贝氏体作为主相，并且可以包含10％以下的铁素体及5％以下的残余奥氏体。

此时，所述热压成型部件的拉伸强度(ts)可以为1300mpa以上，在25℃下利用1.5mm厚度的试片测量的冲击吸收能量(ie)可以为4.0j以上。

另外，所述热压成型部件的拉伸强度与冲击吸收能量的乘积(ts×ie)可以为8000mpa·j以上，所述冲击吸收能量在25℃下利用1.5mm厚度的试片测量。

冲击特性优异的热压成型部件的制造方法

以下，对本发明的另一个方面的冲击特性优异的热压成型部件的制造方法进行详细的说明。

本发明的另一个方面的冲击特性优异的热压成型部件的制造方法包括：加热步骤，将通过上述本发明的镀覆钢板的制造方法制造的镀覆钢板加热至ac3～980℃的温度范围并保持1～1000秒；以及热压成型步骤，利用冲压机对加热的所述镀覆钢板进行成型的同时以1～1000℃/sec的冷却速度冷却至mf以下。

镀覆钢板的加热步骤

将通过上述本发明的镀覆钢板的制造方法制造的镀覆钢板加热至ac3～980℃的温度范围并保持1～1000秒。

加热温度小于ac3时，由于未转变的铁素体的存在，难以确保预定的强度，加热温度超过980℃时，部件表面生成过多的氧化物，因此难以确保点焊性。

保持时间小于1秒时，温度不均匀，一部分碳化物的再溶解不充分，因此引发各部位的材质差异，保持时间超过1000秒时，与过高的加热温度相同，部件表面生成过多的氧化物，因此难以确保点焊性。

此时，不必对加热时的总升温速度作特别限定，但是为了更容易在母材的表层部形成富碳层，可以使600～800℃的升温速度为1～10℃/sec。

通常，al-si镀层具有在加热过程中抑制母材的脱碳的效果，但是600～800℃的温度区间是在升温过程中al-si镀层熔融而存在液态的镀层的区间，该区间是发生持续的脱碳反应的区间。因此，在600～800℃的温度区间的升温速度小于1℃/sec时，由于持续的脱碳现象，最终难以在母材的表层形成充分的富碳层，升温速度超过10℃/sec时，可以使脱碳反应最小化，但是为此需要附加的加热设备，因此存在制造成本增加的问题。

热压成型步骤

热压成型步骤中，利用冲压机对加热的所述镀覆钢板进行成型的同时以1～1000℃/sec的冷却速度冷却至mf(马氏体相变结束温度)以下。

冷却速度小于1℃/sec时，形成铁素体，因此难以确保高强度，为了将冷却速度控制在超过1000℃/sec，需要高价的特别的冷却设备，因此存在制造成本上升的问题。

具体实施方式

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，以下的实施例仅用于例示本发明以进行更详细的说明，并非用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容确定。

通过真空熔炼制造具有下表1中示出的成分组成的厚度为40mm的板坯。

以下表2中记载的条件，对所述板坯进行加热、热轧、冷却及收卷，制造厚度为3mm的热轧钢板。对所述热轧钢板进行酸洗处理，然后以50％的压下率进行冷轧，在5％氢气-95％氮气气氛中以下表2中记载的条件进行退火，并浸渍于al-9％si-2％fe镀浴中进行镀覆，以使以单面为基准的镀覆量为80g/m²，制造镀覆钢板。

在所述镀覆钢板的基础钢板中，对表层部的贫碳层的厚度、中心部的碳化物分率(fc)及表层部的碳化物分率(fs)进行观察及测量，并记载于下表2中。所述贫碳层是指基础钢板的平均c含量(c0)的50％以下的区域，所述表层部是指从基础钢板的表面到200μm深度的区域，所述中心部是指从基础钢板的厚度中心到-100μm～+100μm的区域。

对于碳的分布分析，利用在深度方向上可对各种成分进行定量分析的辉光放电光谱仪(glowdischargespectrometer，gds)方法，针对从表层到深度方向的充分的深度，对碳等主要元素进行浓度分析。通常的gds分析中，对2～6mm的圆形面积进行深度方向分析，因此，由于深度方向的浓度分布，难以指定正确的镀层/母材的界面，但是基于各种光学及sem分析结果等，将al含量为1％的位置处作为母材表层的基准。

对于基础钢板的碳化物，分别在表层部和中心部的三个位置处用1000倍sem观察截面组织中的碳化物的分率，然后通过图像分析仪进行测量。

此外，利用所述镀覆钢板以下表3中记载的加热条件进行加热，然后转移至安装有帽(hat)状模具的冲压机并进行热压成型，制造热压成型部件。从加热炉提取后到热压成型开始的时间均相同为12秒，从实际部件中的铁素体的产生脆弱的壁部中采集试片，对母材表层部的富碳层厚度、屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、伸长率(el)及冲击吸收能量(ie)进行观察及测量并记载于下表3中。

对于升温速度，在装入加热炉前，将热电偶附着在坯料中心部测量钢板的升温行为，并基于此测量600～800℃的温度区间的升温速度。

富碳层是指母材的平均c含量(c0)的110％以上的区域，母材表层部的富碳层厚度可以通过与所述贫碳层的分析相同的方法gds分析进行测量。

为了评价冲击特性，进行夏比冲击韧性试验。该钢板是厚度为1.5mm的薄材料，难以制成标准规格的夏比冲击韧性试片，因此在各实验中制作相对于标准尺寸仅将厚度缩减至1.5mm的v型缺口(v-notch)型的试片，并在常温(25℃)下进行评价，测量此时的冲击吸收能量(impactenergy，ie)。另外，通常冲击特性是与强度成反比例的特性，一同示出换算成ts×ie的结果，并且为了确认本发明期望的优异的冲击特性，基于ts×ie的结果进行区分。

[表1]

[表2]

[表3]

满足本发明中提出的条件的发明例中可以确保优异的拉伸强度及冲击特性。

但是，镀覆钢板a2及a3是退火时气氛的露点温度脱离本发明中提出的范围的情况，随着退火时表层的脱碳，贫碳层的深度超过5μm或者fs/fc小于0.7。利用上述镀覆钢板制造的热压成型部件a2-1及a3-1中，母材表层部的富碳层的厚度小于10μm，并且冲击特性差。

镀覆钢板a4是板坯加热温度脱离本发明的范围的情况，镀覆钢板a5是精轧后开始冷却的时间脱离本发明的范围的情况，贫碳层的深度超过5μm或者fs/fc小于0.7。对于利用上述镀覆钢板制造的热压成型部件a4-1及a5-1中没有形成母材表层部的富碳层，并且冲击特性差。

热压成型部件a1-5及c2-1是利用满足本发明的条件的镀覆钢板a1及c2制造的部件，但是在600～800℃的温度区间的升温速度为脱离本发明的范围的小于1℃/sec，因此母材表层部的富碳层的厚度小于10μm而没有充分形成，并且冲击特性差。

钢种f是c含量低的情况，可以知道热压成型部件f1-1的拉伸强度差。

图1是示出实施例的热压成型部件的根据母材表层部的富碳层厚度的ts×ie值的曲线图。富碳层的厚度为10μm以上时，可以确认ts×ie值显著提高。

图2是对实施例中a1-1(发明例)和a2-1(比较例)的热压成型部件的壁部用硝酸酒精溶液浸蚀后拍摄微细组织的照片。在母材表层部形成富碳层的a1-1中，可以确认铁素体的形成得到很好的抑制，另一方面，在母材表层部没有形成富碳层的a2-1中，可以确认形成有使冲击特性变差的铁素体。

图3示出在a1-1(发明例)的热压成型前后通过gds分析的主要成分的浓度分布的结果。可以确认热压成型前在母材表层部没有形成贫碳层，热压成型后在母材表层部形成约40μm厚度的富碳层。

如上通过实施例进行了说明，但是在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想及领域的范围内可以对本发明进行各种修改及变更，这对于本技术领域的技术人员而言是可以理解的。