[0001] 本发明涉及热压成型体。本申请基于2019年5月31日在日本提交的特愿2019‑101988号主张优先权，将其内容援引至此。

[0002] 近年来，出于环境保护及省资源的观点而追求汽车车身的轻化，高强度钢板在汽车用部件中的应用逐渐加速。汽车用部件是通过冲压成型而制造的，但伴随钢板的高强度而成型负担增加，不仅如此，成型性降低，从而在高强度钢板中，存在向复杂形状的部件的成型性的技术问题。为了解决这样的技术问题，正在推进应用的热压技术是在加热到钢板软化的奥氏体域的高温后，实施冲压成型。热压作为通过与冲压加工同时，在模具内实施淬火处理，使得向汽车用部件的成型性与确保汽车部件的强度并存的技术而受到注目。

[0003] 但是，通过热压制造的现有的热压成型体由于板厚方向的全部区域由硬质组织(主要为马氏体)形成，因此位错密度高。如果位错密度高则氢脆敏感性也变高，因此会因微量的氢量而产生氢脆裂纹。因此，存在将抗氢脆特性作为课题的情况。

[0004] 在专利文献1中，公开了一种技术，其通过控制热轧工序中的终轧到卷取为止的冷却速度，将贝氏体中的晶体取向差控制在5～14°，可以提高延伸凸缘性等形变能力。

[0005] 在专利文献2中，公开了一种技术，通过控制热轧工序的终轧至卷取的制造条件，控制铁素体晶粒中特定的晶体取向组的强度，改变局部形变能力。

[0006] 在专利文献3中，公开了一种技术，其通过将热压用钢板热处理，在表层形成铁素体，从而减少在热压前的加热时ZnO与钢板的界面或ZnO与Zn系镀敷层的界面生成的空隙，提高耐点蚀性等。

[0007] 然而，在上述这样的技术中，存在得不到充分的强度及抗氢脆性的情况。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：国际公开第2016/132545号

[0011] 专利文献2：日本国特开2012‑172203号公报

[0012] 专利文献3：日本国特许第5861766号公报

[0013] 非专利文献

[0014] 非专利文献1：T.Ungar，外3名，Journal of Applied Crystallography，1999年，第32卷，第992页～第1002页

[0054] 本实施方式的热压成型体的特征在于，从构成热压成型体的母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金属组织以面积％计包含90.0％以上的马氏体，并且表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度为5.5质量％以上。通过具有该特征，能够得到优异的强度及抗氢脆特性优异的热压成型体。此外，在本实施方式中，“具有优异的强度”是指拉伸(最大)强度为1500MPa以上。

[0055] 本发明人等进行深入研究的结果，发现通过以下方法可得到具有上述金属组织的热压成型体。

[0056] 作为第一阶段，在热轧工序中，终轧结束后，在5秒以内，开始冷却，使得母材钢板表面的平均冷却速度成为80℃/s以上，冷却至小于500℃的温度域，并卷取。在卷取后也持续水冷，直到成为室温(40℃程度以下)。这样，通过相比于现有技术加快平均冷却速度，且降低卷取温度，从而可以控制碳化物的生成、铁素体相变及贝氏体相变。由此，在热压用钢板的表层区域的金相组织中，能够将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的15 3
晶粒的比例，以面积％计设为15.0％以上，且将表层区域的平均位错密度设为4×10 m/m以上。

[0057] 作为第二阶段，在母材钢板表面形成包含10～25质量％的Ni的Zn系镀敷层，使得2
每单面的附着量成为10～90g/m，制成热压用钢板。

[0058] 作为第三阶段，通过控制热压前的加热的平均加热速度，使母材钢板表面配设的镀敷层中的Ni扩散到母材钢板的表层区域中。

[0059] 一般而言，在包含0.15质量％以上的C，金相组织包含马氏体，且没有实施回火的高位错密度的热轧钢板中，延展性、韧性及抗氢脆性显著变差。此外，在卷取后实施冷轧的情况下，上述那样的热轧钢板的延展性并不优异，因此容易产生断裂。因此，上述那样的热轧钢板通常是在热轧后、进行后续工序前实施回火。为了提高热轧钢板的弯曲性及抗氢脆性，提高表层区域的延展性非常重要，因此上述那样的钢板有时也会实施使表层区域软化的处理(例如表层脱碳处理等)。

[0060] 此外，一般而言，对包含0.15质量％以上的C的钢板实施热压时，存在热压成型体的抗氢脆性不好的情况。

[0061] 然而，在本实施方式中，将热压用钢板的表层区域的金相组织设定为优选的状态，通过热压前的加热使被配置在母材钢板表面的镀敷层中的Ni扩散到母材钢板的表层区域中，即使热压后不实施回火，也可以提高热压成型体的抗氢脆性。

[0062] 本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板的表层区域的金相组织将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒以面积％计包含15.0％以上。没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的原奥氏体晶界，由于C等的晶界偏析元素或析出物较少，所以Ni容易扩散。因此，在加快热压前的加热的平均加热速度的情况下，可以使Ni优先地扩散到原奥氏体晶界中。本发明的发明者们发现：通过将热压前的平均加热速度设定为100℃/s以上、小于200℃/s，优先地使Ni扩散到母材钢板的表层区域的原奥氏体晶界中，从而该原奥氏体晶界阻碍氢进入，可以提高热压成型体的抗氢脆性。

[0063] 以下，针对本实施方式的热压成型体及其制造方法进行详细的说明。首先，针对构成本实施方式的热压成型体的母材钢板的化学组分的限定理由进行说明。

[0064] 此外，以下所述的数值限定范围中，下限值及上限值包含在该范围中。表示“小于”、“高于”的数值中，其值不包含在数值范围中。关于化学组分的％，全部表示质量％。

[0065] 构成本实施方式的热压成型体的母材钢板，作为化学组分，以质量％计，包括：C：0.15％以上、小于0.70％；Si：0.005％以上、0.250％以下；Mn：0.30％以上、3.00％以下；
sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下；P：0.100％以下；S：0.1000％以下以及N：0.0100％以下；剩余部分：Fe及杂质。

[0066] “C：0.15％以上、小于0.70％”

[0067] C是在热压成型体中为了得到1500MPa以上的抗拉强度而重要的元素。C含量小于0.15％时，马氏体软化，难以得到1500MPa以上的抗拉强度。此外，C含量小于0.15％时，在本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板的表层区域的金相组织中，没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的面积率变小。因此，C含量为0.15％以上。C含量优选为0.20％以上，较优选为0.30％以上。另一方面，C含量为0.70％以上时，生成粗大的碳化物，容易产生破坏，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低。因此，C含量设为小于0.70％。C含量优选为
0.50％以下，较优选为0.45％以下。

[0068] “Si：0.005％以上、0.250％以下”

[0069] Si是为了确保淬火性而含有的元素。Si含量小于0.005％时，得不到上述效果，在热压用钢板中，存在位错密度降低的情况以及得不到没有受到自回火的马氏体和下部贝氏体的情况，在热压成型体中得不到希望的金相组织。因此，Si含量设为0.005％以上。即使含有高于0.250％的Si，上述效果也会饱和，因此Si含量设为0.250％以下。Si含量优选为0.210％以下。

[0070] “Mn：0.30％以上、3.00％以下”

[0071] Mn是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素。Mn含量小于0.30％时，固溶强化能不足，马氏体软化，在热压成型体中，难以得到1500MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为0.30％以上。Mn含量优选为0.50％以上、或0.70％以上。另一方面，若将Mn含量设为高于3.00％，则在钢中会生成粗大的夹杂物，容易产生破坏，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低，因此将3.00％作为上限。Mn含量优选为2.50％以下、或2.00％以下。

[0072] “sol.Al(酸可溶性Al)：0.0002％以上、0.500％以下”

[0073] Al是具有将钢液脱氧而使钢健全化(抑制钢中产生气孔等缺陷)作用的元素。sol.Al含量小于0.0002％时，脱氧进行得不充分，得不到上述效果，因此sol.Al含量设为
0.0002％以上。sol.Al含量优选为0.0010％以上、或0.0020％以上。另一方面，sol.Al含量超过0.500％时，钢中会生成粗大的氧化物，热压成型体的弯曲性和抗氢脆性降低。因此，sol.Al含量设定为0.500％以下。sol.Al含量优选为0.400％以下、或0.300％以下。

[0074] “P：0.100％以下”

[0075] P是偏析于晶界，降低晶界的强度的元素。P含量高于0.100％时，晶界的强度显著降低，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。P含量的下限并不特别地限定，但若减少至小于0.0001％时，则脱P成本大幅上升，经济上是不优选的，因此在实际操作中，可以将0.0001％作为下限。

[0076] “S：0.1000％以下”

[0077] S是在钢中形成夹杂物的元素。S含量超过0.1000％时，在钢中生成大量的夹杂物，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低。因此，S含量设为0.1000％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限并不特别限定，但若减少至小于0.00015％，则脱S成本大幅上升，经济上是不优选的，因此在实际操作中，可以将0.00015％作为下限。

[0078] “N：0.0100％以下”

[0079] N是杂质元素，是在钢中形成氮化物，使热压成型体的韧性及抗氢脆性劣化的元素。N含量超过0.0100％时，钢中会生成粗大的氮化物，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性显著降低。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0075％以下。N含量的下限并没有特别的限定，但若减少至小于0.0001％，则脱N成本大幅上升，经济上是不优选的，因此，在实际操作中，可以将0.0001％作为下限。

[0080] 构成本实施方式的热压成型体的母材钢板的化学组分的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，例示出来自钢原料或者废料及/或在制钢过程中不可避免地混入，且在不妨碍本实施方式的热压成型体的特性的范围内允许的元素。

[0081] 此外，构成本实施方式的热压成型体的母材钢板的Ni含量小于0.005％。由于Ni是昂贵的元素，因此在本实施方式中，相比于目的性地含有Ni并使其Ni含量为0.005％以上的情况，可以将成本抑制为较低。

[0082] 构成本实施方式的热压成型体的母材钢板，作为任意元素，可以含有以下的元素。不含有以下的任意元素时的含量为0％。

[0083] “Nb：0％以上、0.150％以下”

[0084] Nb是通过固溶强化有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Nb的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Nb含量优选设为0.010％以上。Nb含量较优选为0.035％以上。另一方面，即使含有Nb超过0.150％，上述效果也会饱和，因此Nb含量优选设为0.150％以下。Nb含量较优选为0.120％以下。

[0085] “Ti：0％以上、0.150％以下”

[0086] Ti是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Ti的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Ti含量优选设为0.010％以上。Ti含量优选为0.020％以上。另一方面，即使含有超过0.150％，上述效果也会饱和，因此Ti含量优选设为0.150％以下。Ti含量较优选为0.120％以下。

[0087] “Mo：0％以上、1.000％以下”

[0088] Mo是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Mo的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Mo含量优选设为0.005％以上。Mo含量较优选为0.010％以上。另一方面，即使含有超过1.000％，上述效果也会饱和，因此Mo含量优选设为1.000％以下。Mo含量较优选为0.800％以下。

[0089] “Cr：0％以上、1.000％以下”

[0090] Cr是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Cr时，为了可靠地发挥上述效果，Cr含量优选为0.005％以上。Cr含量较优选为0.100％以上。另一方面，即使含有超过1.000％，上述效果也会饱和，因此Cr含量优选为
1.000％以下。Cr含量较优选为0.800％以下。

[0091] “B：0％以上、0.0100％以下”

[0092] B是偏析于晶界从而提高晶界的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有B时，为了可靠地发挥上述效果，B含量优选设为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上。另一方面，即使含有高于0.0100％，上述效果也会饱和，因此B含量优选设为0.0100％以下。B含量较优选为0.0075％以下。

[0093] “Ca：0％以上、0.0100％以下”

[0094] Ca是具有使钢液脱氧来健全钢的作用的元素。为了可靠地发挥该作用，优选将Ca含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有高于0.0100％，上述效果也会饱和，因此Ca含量优选为0.0100％以下。

[0095] “REM：0％以上、0.30％以下”

[0096] REM是具有使钢液脱氧来健全钢的作用的元素。为了可靠地发挥该作用，优选将REM含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.30％，上述效果也会饱和，因此REM含量优选设为0.30％以下。

[0097] 此外，在本实施方式中，所谓REM，是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计17元素，所谓REM的含量，是指这些元素的合计含量。

[0098] 上述热压成型体的化学组分通过一般的分析方法测量即可。例如，使用ICP‑AES(Inductively Coupled Plasma‑Atomic Emission Spectrometry:电感耦合等离子体‑原子发射光谱法)测量即可。此外，C及S使用燃烧‑红外线吸收法，N使用惰性气体熔融‑热导法测定即可。表面的镀敷层通过机械磨削除去后进行化学组分的分析即可。

[0099] 接着，针对构成本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板的钢板的金相组织和镀敷层进行说明。

[0100] ＜热压用钢板＞

[0101] “母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒15.0％以上，且表层区域的平均位错15 3
密度为4×10 m/m以上”

[0102] 在母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织中，通过将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例设为以面积％计15.0％以上，且将15 3
表层区域的平均位错密度设为4×10 m/m以上，从而可以通过热压前的加热，使镀敷层中的Ni扩散到钢板的表层区域中。表层区域的平均位错密度上限并不特别地限制，例如，可以
17 3 18 3
为5×10 m/m以下，也可以为1×10 m/m以下。

[0103] 在将热压前的加热的平均加热速度控制在100℃/s以上、小于200℃/s的情况下，镀敷层中的Ni优先扩散到构成热压成型体的母材钢板的表层区域的原奥氏体晶界中。Ni扩散的原奥氏体晶界成为氢浸入的障碍，可以提高热压成型体的抗氢脆性。

[0104] 为了得到上述效果，将表层区域中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的一种或两种的晶粒的比例设为以面积％计15.0％以上。这些晶粒的比例优选以面积％计为20.0％以上。出于抑制在后续工序中实施冷轧时发生断裂的观点，也可以将这些晶粒的比例设为以面积％计30.0％以上。表层区域的金相组织中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例的上限并不特别限定，例如，以面积％计可以为50％以下，也可以为90％以下。此外，表层区域中的金相组织，作为没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体以外的剩余部分组织，可以包含铁素体、上部贝氏体、残留奥氏体、以及受到自回火的马氏体的1种或2种以上。

[0105] 母材钢板中央部的金相组织并不特别地限定，通常为铁素体、上部贝氏体、下部贝氏体、马氏体、残留奥氏体、铁碳化物及合金碳化物的一种以上。在此，所谓母材钢板中央部，是指从在板厚中央方向距离母材钢板的一个表面0.2mm的位置，到在板厚中央方向上距离母材钢板的另一表面0.2mm的位置的部分。

[0106] “没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的面积比率的测定”[0107] 针对构成本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板的母材钢板的表层区域中的、没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的面积比率的测量方法进行说明。

[0108] 首先，从距离热压用钢板的端面50mm以上的任意位置，以能够观察垂直于表面的轧制方向截面(板厚截面)的方式切取试样。试样的大小也取决于测量装置，但设定为轧制方向上可以观察到10mm左右的大小。使用#600至#1500的碳化硅纸研磨与上述轧制方向截面对应的试样的测量面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水中的液体，将该测量面加工成镜面。接着，在室温中使用不包含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去存在于试样表层的应变。其后，使用日本电子株式会社制造的截面抛光仪，通过氩气离子束溅射测量面。此时，为了抑制测量面产生筋状的凹凸，使用日本电子株式会社制造的试样旋转支架，从360度方向对测量面照射氩气离子束。

[0109] 在测量面的轧制方向的任意位置处，以0.1μm的测量间隔通过电子背散射衍射法，测量长度50μm、镀敷层与母材钢板表面的界面至深度50μm的区域，得到晶体取向信息。测量中使用由热敏电场放射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM‑7001F)与EBSD检测器(TSL制造‑5的DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度为9.6×10 Pa以下，加速电压为15kV，照射电流等级为13，电子束的照射时间为0.5秒/点。使用附属于EBSD解析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“晶粒平均图像质量(Grain Average Image Quality)”功能解析所得到的晶体取向信息。在该功能中，可以将晶体取向信息的鲜明度设为IQ值，进行数值化，能够辨别没有受到自回火的组织。没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体由于结晶性差而IQ值小。将晶粒平均图像质量功能中计算IQ值为60000以下的区域定义为没有受到自回火的马氏体或下部贝氏体，计算其面积比率。通过上述的方法，得到表层区域中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的面积％。

[0110] “平均位错密度的测量”

[0111] 接着，针对表层区域的平均位错密度的测量方法进行说明。平均位错密度可以通过X射线衍射法或透射型电子显微镜观察测量，但在本实施方式中，使用X射线衍射法测量。

[0112] 首先，从距离母材钢板的端面50mm以上的任意位置，切取试样。试样的大小也取决于测量装置，但设为20mm见方左右的大小。使用蒸馏水48％、双氧水48％、氢氟酸4％的混合溶液，将试样的表面和背面分别减厚25μm，合计减厚50μm。由此，25μm的区域从减厚前的试样表面露出。关于该露出的表面进行X线衍射测量，确定体心立方晶格的多个衍射峰值。通过根据这些衍射峰值的半值宽度分析平均位错密度，得到表层区域的平均位错密度。关于分析法，使用非专利文献1所述的修改的威廉姆森霍尔(modified Williamson‑Hall)法。

[0113] “每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层”

[0114] 本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板在构成热压用钢板的母材钢板的2 2
表面，具有每单面的附着量为10g/m以上、90g/m以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层。由此，在热压前的加热时可以使Ni在表层区域扩散。

[0115] 镀敷层的每单面的附着量小于10g/m2，或者镀敷层中的Ni含量小于10质量％时，在母材钢板的表层区域变浓的Ni量会减少，在热压后的表层区域中得不到希望的金相组2
织。另一方面，在每单面的附着量高于90g/m的情况、或者镀敷层中的Ni含量高于25质量％的情况下，在镀敷层与母材钢板的界面处，Ni过度变浓，镀敷层与母材钢板的密接性降低，镀敷层中的Ni难以扩散到母材钢板的表层区域，在热压后的热压成型体中得不到希望的金相组织。

[0116] 镀敷层的每单面的附着量优选为30g/m2以上，较优选为40g/m2以上。此外，镀敷层2 2
的每单面的附着量优选为80g/m以下，较优选为60g/m。

[0117] 热压用钢板的镀敷附着量及镀敷层中的Ni含量通过以下的方式测定。

[0118] 镀敷附着量按照JIS H 0401：2013所述的试验方法，从热压用钢板的任意位置提取试验片，进行测量。镀敷层中的Ni含量是通过从热压用钢板的任意位置，根据JIS K 0150：2005所述的试验方法，提取试验片，测量镀敷层的整厚1/2位置的Ni含量，从而得到热压用钢板中的镀敷层的Ni含量。

[0119] 本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板的板厚没有特别的限定，但出于车身轻化的观点，优选设定为0.5～3.5mm。

[0120] 接着，针对将本实施方式的热压成型体进行说明。在

[0121] ＜热压成型体＞

[0122] “从母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含90.0％以上的马氏体”

[0123] 在从母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织中，如果马氏体的比例以面积％计为90.0％以上，则在热压成型体中能够得到优异的强度和抗氢脆特性。马氏体的比例越高越优选。

[0124] 作为表层区域中的马氏体之外的剩余组织，也可以包含铁素体、上部贝氏体、下部贝氏体、残留奥氏体中的1种以上。

[0125] “金属组织的测定方法”

[0126] 对从钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金属组织的测定方法进行说明。

[0127] 首先，从距离热压成型体的端面50mm以上的任意位置以能够观察与表面垂直的轧制方向截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的大小也取决于测定装置，但设为能够沿轧制方向观察10mm左右的大小。

[0128] 使用#600至#1500的碳化硅纸研磨上述试样的与轧制方向截面对应的测量面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水中的液体，将该测量面加工成镜面，实施硝酸乙醇腐蚀。接着，将观察面中的距离母材钢板表面侧的端部50μm以内的区域作为观察视野，使用热敏电场放射型扫描电子显微镜(JEOL制造JSM‑7001F)进行观察。马氏体的面积比率可以通过以回火马氏体及初生马氏体的面积比率之和求得。回火马氏体是板条状的晶粒的集合，作为在内部铁碳化物的延伸方向为两个以上的组织而进行区别。初生马氏体在硝酸乙醇腐蚀中不会充分蚀刻，因此能够与被蚀刻的其他组织进行区别。其中，残留奥氏体也与初生马氏体同样地不会充分地蚀刻，因此通过在硝酸乙醇腐蚀中未被蚀刻的组织的面积比率与通过上述计算的残留奥氏体的面积比率的差值求得初生马氏体的面积％。通过计算以上述的方法得到的回火马氏体及初生马氏体的合计的面积％，得到表层区域中的马氏体的面积比率。

[0129] 使用#600至#1500的碳化硅纸对上述样品(与在马氏体的面积比率的测定中所使用的样品不同的样品)的测定面进行研磨后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在酒精等稀释液或纯水中的液体将该测定面精加工成镜面。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶态二氧化硅研磨8分钟，除去在样品的表层存在的应变。在样品的测定面的轧制方向的任意位置，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法对长度50μm、从母材钢板的表面至深度50μm的区域进行测定，得到结晶取向信息。在测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM‑7001F)与EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空‑5
度为9.6×10 Pa以下，加速电压为15kV，照射电流等级为13，电子线的照射时间为0.01秒/点。使用搭载于EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”的“Phase Map(相位图)”功能算出残留奥氏体的面积比率，由此得到表层区域中的残留奥氏体的面积比率。
此外，将结晶结构为fcc结构的物质判断为残留奥氏体。

[0130] “表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度为5.5质量％以上”

[0131] 表层区域的原奥氏体晶界中的Ni浓度为5.5质量％时，可以在热压成型体中得到优异的强度及抗氢脆性。Ni浓度优选为7.0质量％以上。Ni浓度越高越优选，但在通常的实际操作中，难以设定为12.0质量％以上，因此12.0质量％为实质性的上限。

[0132] “表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度的测量方法”

[0133] 针对表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度的测量方法进行说明。

[0134] 从热处理后的热压成型体的中央部，制作图1所示的尺寸的试验片。试验片中央部的切口中插入金属丝切割机，切口底的结合部控制在100μm至200μm。接着，将试验片在40％－硫氰酸氨溶液中浸渍24～48hr。浸渍结束后在0.5hr以内，在试验片的表里面实施镀锌。镀锌后，在1.5hr以内供俄歇电子能谱分析。用于实施俄歇电子能谱分析的装置的种类‑5
并不特别的限定。将试验片设置在分析装置内，在9.6×10 Pa以下的真空中，从试验片的切口部分开始破坏，露出原奥氏体晶界。对板厚方向的表层50μm的区域中露出的原奥氏体晶界，以1～30kV的加速电压照射电子束，测量该晶界中的Ni浓度(质量％)。测量在10处以上的原奥氏体晶界中实施。为了防止晶界的污染，在破坏后30分以内完成测量。通过计算所得到的Ni浓度(质量％)的平均值，得到表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度。

[0135] “每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层”

[0136] 本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板，在构成热压成型体的母材钢板的2 2
表面，具有每单面的附着量为10g/m以上、90g/m以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层。

[0137] 每单面的附着量小于10g/m2，或者镀敷层中的Ni含量小于10质量％时，母材钢板的表层区域中变浓的Ni量减少，热压后的表层区域中得不到希望的金相组织。另一方面，在2
每单面的附着量高于90g/m的情况下，或者镀敷层中的Ni含量高于25质量％的情况下，在镀敷层和母材钢板的界面处，Ni过度变浓，镀敷层与母材钢板的密接性降低，镀敷层中的Ni难以扩散到母材钢板的表层区域，在热压成型体中得不到希望的金相组织。

[0138] 镀敷层的每单面的附着量优选为30g/m2以上，较优选为40g/m2以上。此外，镀敷层2 2
的每单面的附着量优选为80g/m以下，较优选为60g/m以下。

[0139] 热压成型体的镀敷附着量及镀敷层中的Ni含量通过以下的方法测量。

[0140] 镀敷附着量是根据JIS H 0401：2013所述的试验方法，从热压成型体的任意位置提取试验片进行测量的。镀敷层中的Ni含量是从热压成型体的任意的位置，根据JIS K 0150：2005中记载的试验方法，提取试验片，测量镀敷层的整厚的1/2位置处的Ni含量，从而得到热压成型体中的镀敷层的Ni含量。

[0141] 接着，针对本实施方式的热压成型体中应用的热压用钢板的优选的制造方法进行说明。

[0142] ＜热压用钢板的制造方法＞

[0143] 供热轧的钢片(钢材)是通过常法制造的钢片即可，例如，是连续铸板坯、薄钢坯等通过一般的方法制造的钢片即可。粗轧也通过通常的方法进行即可，不进行特别的限定。

[0144] “终轧”

[0145] 在终轧的最终下压(最终轧道)中，需要在A3点以上的温度域以小于20％的轧制率进行终轧。在终轧的最终下压中，以小于A3点的温度轧制，或轧制率为20％以上时，在表层区域中生成铁素体，无法将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例以面积％计设为15.0％以上。此外，A3点由下述式(1)表示。

[0146] A3点＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr

[0147] +100×Mo···(1)

[0148] 在上述式(1)中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr及Mo为各个元素的含量(质量％)。

[0149] “冷却”

[0150] 在终轧结束后5秒以内以平均冷却速度为80℃/s以上，开始冷却，冷却至小于500℃的温度域，进行卷取。此外，卷取后继续水冷至室温。在冷却开始时间超过5秒的情况、平均冷却速度小于80℃/s的情况、或者卷取开始温度高于500℃的情况下，容易生成铁素体、珠光体、上部贝氏体，在表层区域中，无法将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例以面积％计设为15.0％以上。此时的平均冷却速度是由钢板的表面的温度变化算出的，表示从终轧温度到达卷取开始温度的平均冷却速度。

[0151] “实施镀敷”

[0152] 将上述热轧钢板在该状态、或者实施冷轧后，形成包含每单面的附着量为10g/m22
以上、90g/m以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层，得到热压用钢板。在实施镀敷前进行冷轧的情况下，冷轧的轧制率并不特别限定，但出于钢板的形状的稳定性的观点，优选设定为40～60％。在热压用钢板的制造中，实施镀敷之前，也可以包含其他的酸洗、调质轧制等公知的制法。其中，以Ms点‑15℃以上的温度实施回火时，在表层区域中，无法将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒
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的比例以面积％计设为15.0％以上，而且不能将平均位错密度设为4×10 m/m以上，作为结果，不能得到具有希望的金相组织的热压成型体。因此，在由于C含量高等理由而需要在实施镀敷前实施回火的情况下，以小于Ms点－15℃的温度实施回火。此外，Ms点由下述式(2)表示。

[0153] Ms＝493－300×C－33.3×Mn－11.1×Si－22.2×Cr－16.7×Ni－11.1×Mo···(2)

[0154] 在上述式(2)中，C、Mn、Si、Cr、Ni及Mo为各个元素的含量(质量％)。

[0155] 接着，针对使用通过上述的方法制造的热压用钢板的、本实施方式的热压成型体的制造方法进行说明。

[0156] ＜热压成型体的制造方法＞

[0157] 热压成型体通过以下方式制造的：在500℃以上、A3点以下的温度域以100℃/s以上、小于200℃/s的平均加热速度加热上述所得到的热压用钢板后，以A3点以上、A3点+150℃以下的温度进行保持，进行热压，使得开始加热至开始成型的经过时间成为预定的时间内，冷却至室温。

[0158] 此外，为了调整热压成型体的强度，可以通过以小于Ms点‑15℃的温度对热压成型体的局部区域或全部区域回火，从而形成软化区域。

[0159] 通过在500℃以上、A3点以下的温度域，以100℃/s以上、小于200℃/s的平均加热速度加热，将开始加热到开始成型的经过时间设定为小于240秒，从而可以在表层区域中得到希望的金相组织。由此，可以在热压成型体中得到优异的抗氢脆性。平均加热速度优选为120℃/s以上。因为在热压用钢板所包含的碳化物的溶解没有完成的状态下促进向奥氏体的相变，会引起热压成型体的抗氢脆性变差，所以平均加热速度设定为小于200℃/s。平均加热速度优选为小于180℃/s。开始加热到开始成型的经过时间优选为120秒以上、且180秒以下。

[0160] 热压时的保持温度优选设定为A3点+10℃以上、A3点+150℃以下。此外，热压后的平均冷却速度优选为10℃/s以上。

[0161] 实施例

[0162] 接着，针对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。本发明在不脱离本发明的宗旨，达成本发明的目的的范围内，可以采用各种条件。

[0163] 对铸造表1和2所示的化学组分的钢液制造的钢片，以表3和4所示的条件施以热轧、冷轧、镀敷，得到表3和4所示的热压用钢板。对所得到的热压用钢板，实施表5和6所示的热处理，进行热压，从而得到表5和6所示的热压成型体。局部软化区域是通过对热压成型体的一部分进行激光照射，使该照射部分达到小于Ms‑15℃进行回火从而形成的。

[0164] 此外，表中的下划线表示在本发明的范围外，脱离优选的制造条件，或者特性值不优选。

[0165] [表1]

[0166]

[0167] [表2]

[0168]

[0169] [表3]

[0170]

[0171] [表4]

[0172]

[0173] [表5]

[0174]

[0175] [表6]

[0176]

[0177] 热压用钢板及热压成型体的金相组织、平均位错密度及Ni浓度(含量)的测量通过上述的测量方法进行。此外，热压成型体的机械特性通过以下的方法进行评价。

[0178] “抗拉强度”

[0179] 热压成型体的抗拉强度是从热压成型体的任意位置，制作JISZ2201：2011记录的5号试验片，按照JISZ 2241：2011记录的试验方法求得的。此外，抗拉强度小于1500MPa时判定为不合格，不进行后述的试验。

[0180] “抗氢脆性”

[0181] 热压成型体的抗氢脆性通过以下的方法进行评价。图2中，示出抗氢脆性的评价中使用的试验片的形状。对施加V形凹口的图2的试验片，以将负载荷重除以切缺底的截面积计算出的标称应力施加1100MPa后，实施恒定载荷试验，即在室温下，在3质量％NaCl水溶液2
中以0.1mA/cm的电流密度进行48小时的电解氢填充，根据断裂的有无进行判断。表中将无断裂的情况记录为合格(OK)，将有断裂的情况记录为不合格(NG)。此外，图2所示的R10表示曲率半径为10mm。

[0182] 在表5及6中，将抗拉强度为1500MPa以上，且抗氢脆性合格(OK)的情况作为强度及抗氢脆性优异，判断为发明钢。将上述两个性能中，不满足任一者的情况，判断为比较钢。

[0183] 观察表5及6可知，化学组分、镀敷组分及金相组织在本发明的范围内的热压成型体具有优异的强度及抗氢脆性。

[0184] 另一方面，还可知，化学组分及金相组织中任一者以上脱离本发明的热压成型体，强度及抗氢脆性中一者以上变差。

[0185] [工业上的可利用性]

[0186] 根据本发明，能够提供一种强度和抗氢脆特性优异的热压成型体。