CN103492600B - 热冲压部件用钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热冲压部件用钢板，其具有以质量%计含有C：0.10～0.35%、Si：0.01～1.0%、Mn：0.3～2.3%及Al：0.01～0.5%，并将以下元素限制为P：0.03%以下、S：0.02%以下及N：0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成，从表面到板厚的1/4的位置为止处所含的铁碳化物的直径的标准偏差为0.8μm以下。

Description

热冲压部件用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合在可得到高强度部件的成形方法之一的热冲压法中使用的热冲压部件用钢板及其制造方法。

本申请基于2011年4月27日在日本提出的专利申请第2011-100019号公报主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

在汽车及建设机械等领域盛行通过使用高强度材料来减低质量。例如在汽车中，为了确保冲撞安全性及抵消伴随高功能化的车体质量的增加，进而通过提高燃烧效率而削减二氧化碳排放量，高强度钢板的使用量稳定增加。

在如此的高强度钢板的使用量扩大的潮流中最大的问题是，在提高钢板的强度的情况下而不可避免地产生的、被称为“形状冻结性的劣化”的现象的明显化。此现象是因成形后的回弹量伴随着强度增加而增加、从而不容易得到目标形状的现象的总称。为解决因如此的现象而产生的问题，可进行追加对于低强度材料（形状冻结性优良、或不成为问题的材料）而言不需要的加工工序（例如精压）、或变更制品形状。

作为解决如此的状况的一种方法，被称为“热冲压法”的热成形方法引人注目。在该热成形方法中，在通过将钢板（被加工材）加热至规定温度（一般达到奥氏体相的温度）而降低强度（即易于成形）后，用温度比被加工材低的低温（例如室温）的模具进行成形。通过如此的成形方法，容易对被加工材赋予形状，同时能够进行利用被加工材与模具之间的温度差的急冷热处理（淬火），所以能够确保成形后的制品的强度。

关于适合如此的热冲压法的钢板和其成形方法，报告了几种技术。

专利文献1中，公开了通过使含有的元素的量和元素的量之间的关系控制在规定的范围，能够得到在热成形加工（与热冲压含义相同）后冲击特性和延迟断裂特性优良的部件的钢板。

专利文献2中，与上述同样，公开了通过使所含有的元素的量和元素的量之间的关系控制在规定的范围，且在氮化气氛或渗碳气氛下进行钢板的成形前的加热而得到高强度零件的方法。

专利文献3中，公开了通过规定化学成分和显微组织、且限定加热条件和成形条件，以高生产性得到热冲压品的手段。

最近，对热冲压法的有用性有了广泛的认识，被研究适用于热冲压法的部件也涉及到多个方面。在这样的部件中，也可包含例如如乘用车的中柱零件这样的长尺寸的零件。

本发明者们发现：在如此的长尺寸零件的情况下，在短尺寸零件中可无视的程度的零件的翘曲虽非常微小但也发生。

本发明者们推断，是否由于热冲压时的冷却条件因零件的长尺寸化而与理想的均匀条件不符，结果是使导入零件的应变变得不均匀，从而发生翘曲。

对发生如此的不均匀的原因进行了详细的研究，结果是本发明者们得到了热冲压临前（利用模具的成形临前）的钢板的碳浓度的波动是否与应变的不均匀发生有关系的感触。

因此，进行了进一步的研究，结果弄清楚了成形临前的加热工序中的钢板中的铁碳化物的溶解行为是抑制发生不均匀的关键。

一般，热冲压用的钢板具有由作为主相的铁素体相、珠光体等第二相及铁碳化物构成的显微组织。在这样的钢板中，在成形前的加热工序中由铁碳化物产生的碳固溶在奥氏体相中，该奥氏体相被淬火而相变为马氏体相，由此能够得到高的强度。由于生成的马氏体相的强度较大地依赖于冷却条件和在奥氏体相中固溶的碳浓度，所以能够容易推测出在加热工序中如何使铁碳化物均匀地溶解对通过其后的工序得到的成形品的机械特性有较大的影响。

另外，本发明者们进行了详细研究，结果判明：对奥氏体相中的碳浓度的均匀性影响较大的，不是加热前的铁碳化物的尺寸（平均尺寸），而是尺寸的分布状态。但是，还未看到建立在如此的视点上对热冲压用的钢板进行研究的例子。

专利文献1～3中没有有关碳化物的尺寸分布的记载。

专利文献1、2中对于在怎样的条件下对冷轧钢板进行退火完全没有公开，也没有对钢板中的碳化物的控制进行研究。

专利文献3中，关于冷轧钢板的退火，没有在控制碳化物状态上最为重要的加热经历的记载，也没有对碳化物的控制进行研究。

专利文献4是通过将碳化物的球状化率和平均粒径控制在规定范围来得到局部延性和淬火性优良的钢板的技术，但在该专利文献4中，没有有关碳化物的尺寸分布状态的记载。

此外，为了得到规定的金属组织，必须进行非常特殊的退火，不以采用一般的连续退火设备或连续热浸镀设备的制造为前提，所以，在专利文献4中没有通过对退火条件下工夫来控制碳化物的尺寸的分布状态。

专利文献5是用于通过将铁碳化物的平均粒径控制在规定范围从而得到相对于热处理条件的强度的稳定性和耐延迟断裂特性优良的钢板的技术，但在该专利文献5中，没有有关碳化物的尺寸的分布状态的记载。

专利文献5中对于直到最高加热温度的加热经历完全没有公开，也没有控制碳化物的尺寸的分布状态。

专利文献6是通过对铁素体的平均粒径与球状碳化物中的规定尺寸的碳化物的比率进行控制来得到耐磨损性优良的高碳钢板的技术，但在该专利文献6中没有有关碳化物的尺寸的分布状态的记载。

此外，为了得到规定的钢板，必须对热轧钢板及冷轧钢板多次组合实施长时间退火，不以采用一般的连续退火设备或连续热浸镀设备的制造为前提，所以在专利文献6中没有通过对退火条件下工夫来控制碳化物的尺寸的分布状态。

专利文献7是用于通过控制铁素体的平均粒径和碳化物的平均粒径从而得到冲裁性优良的中·高碳高强度钢板的技术，但在该专利文献7中，没有有关碳化物的尺寸的分布状态的记载。

此外，除了公开了冷轧原状的冷轧钢板和在350～700℃下保持10～40小时的低温且长时间的退火条件下被退火的冷轧钢板以外，不以采用一般的连续退火设备或连续热浸镀设备的制造为前提，所以没有通过对退火条件下工夫来控制碳化物的尺寸的分布状态。

由本发明者们的研究结果判明：铁碳化物的尺寸的分布状态与冷轧钢板的退火时的钢板温度的上升速度的变化紧密相关，但是没有见到按以上所述建立在如此的视点上对热冲压用的钢板的制造方法进行研究的例子。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-139485号公报

专利文献2：日本特开2005-200670号公报

专利文献3：日本特开2005-205477号公报

专利文献4：日本特开平11-80884号公报

专利文献5：日本特开2003-268489号公报

专利文献6：日本特开2006-274348号公报

专利文献7：日本特开2006-291236号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明的目的在于，鉴于上述实情，提供一种通过控制钢板中所含的铁碳化物的尺寸的分布状态，能够将采用热冲压法制造长尺寸部件时容易产生的翘曲减小的热冲压部件用钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明者们为解决如此的课题反复进行了深入研究。其结果是发现：只要从钢板的表面到板厚的1/4位置为止处所含的铁碳化物的直径的分布状态在规定的范围内，即使成形时的冷却条件有波动，对于成形后的零件的翘曲的抑制也是非常有效的。此外，发现：通过对冷轧的钢板进行再结晶退火时的条件进行控制，能够得到如此的钢板，进一步反复进行了试验，由此完成本发明。

本发明的要点如下。

（1）本发明的一个方式的热冲压部件用钢板，具有以下的化学组成：以质量%计含有C：0.10～0.35%、Si：0.01～1.0%、Mn：0.3～2.3%及Al：0.01～0.5%，将以下元素限制为P：0.03%以下、S：0.02%以下及N：0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；从表面到板厚的1/4的位置为止处所含的铁碳化物的直径的标准偏差为0.8μm以下。

（2）在上述（1）所述的热冲压部件用钢板中，所述化学组成也可以以质量%计进一步含有选自Cr：0.01～2.0%、Ti：0.001～0.5%、Nb：0.001～0.5%、B：0.0005～0.01%、Mo：0.01～1.0%、W：0.01～0.5%、V：0.01～0.5%、Cu：0.01～1.0%及Ni：0.01～5.0%中的1种以上。

（3）在上述（1）或（2）所述的热冲压部件用钢板中，也可以在所述表面上形成镀膜厚度为50μm以下的Al镀层。

（4）在上述（1）或（2）所述的热冲压部件用钢板中，也可以在所述表面上形成镀膜厚度为30μm以下的Zn镀层。

（5）在上述（1）或（2）所述的热冲压部件用钢板中，也可以在所述表面上形成镀膜厚度为45μm以下的Zn-Fe合金层。

（6）本发明的一个方式的热冲压部件用钢板的制造方法，其中，通过对具有下述化学组成、即以质量%计含有C：0.10～0.35%、Si：0.01～1.0%、Mn：0.3～2.3%及Al：0.01～0.5%，将以下元素限制为P：0.03%以下、S：0.02%以下及N：0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的冷轧钢板，以按℃/s²的单位表示的从300℃到最高温度S为止的钢板温度的上升速度的变化d/dt（ΔT/Δt）满足下式1、且所述最高温度S为720～820℃的方式进行加热，进行再结晶退火。

－0.20≤d/dt（ΔT/Δt）＜0（式1）

这里，T表示按℃的单位表示的所述钢板温度、t表示按s的单位表示的时间、ΔT/Δt表示按℃/s的单位表示的所述再结晶退火的加热中的时间Δt秒间的所述钢板温度的上升速度。

（7）在上述（6）所述的热冲压部件用钢板的制造方法中，所述化学组成也可以以质量%计进一步含有选自Cr：0.01～2.0%、Ti：0.001～0.5%、Nb：0.001～0.5%、B：0.0005～0.01%、Mo：0.01～1.0%、W：0.01～0.5%、V：0.01～0.5%、Cu：0.01～1.0%及Ni：0.01～5.0%中的1种以上。

（8）在上述（6）或（7）所述的热冲压部件用钢板的制造方法中，所述d/dt（ΔT/Δt）也可以为从所述再结晶退火时的加热的温度经历中按10秒以下的时间间隔读取温度、以决定系数R²成为0.99以上的方式决定次数为2的多项式近似曲线时的次数为2的变量的系数的2倍。

（9）在上述（6）～（8）中任一项所述的热冲压部件用钢板的制造方法中，也可以接着所述再结晶退火，将所述冷轧钢板浸渍在Al液中，在所述冷轧钢板的表面形成Al镀层。

（10）在上述（6）～（8）中任一项所述的热冲压部件用钢板的制造方法中，也可以接着所述再结晶退火，将所述冷轧钢板浸渍在Zn液中，在所述冷轧钢板的表面形成Zn镀层。

（11）在上述（6）～（8）中任一项所述的热冲压部件用钢板的制造方法中，也可以接着所述再结晶退火，将所述冷轧钢板浸渍在Zn液中，在所述冷轧钢板的表面上形成了Zn镀层后，将所述冷轧钢板加热至600℃以下，在所述冷轧钢板的表面形成Zn-Fe合金层。

发明效果

在本发明的上述方式的热冲压部件用钢板中，由于采用广泛普及的热冲压设备进行成形而得到的长尺寸的成形品上产生的翘曲非常小，所以将该成形品与其它零件接合时产生不适合的可能性非常小。如此一来，上述方式的热冲压部件用钢板具有扩大热冲压法的适用范围（零件）的效果。

此外，在上述（3）～（5）的方式的热冲压部件用钢板中，能够得到在热冲压后粘住或剥离、裂纹等缺陷少的Al镀层、Zn镀层及Zn-Fe合金层。因此，在此种情况下，能够进一步提高热冲压部件用钢板的耐蚀性及表面品质。

另外，在本发明的上述方式的热冲压部件用钢板的制造方法中，能够使用已设的炼铁设备，即使在利用热冲压法制造长尺寸的成形品时，也能够提供可大大降低翘曲的热冲压部件用钢板。

再有，在上述（9）～（11）的方式的热冲压部件用钢板的制造方法中，能够更加提高热冲压部件用钢板的耐蚀性及表面品质。

附图说明

图1A是通过热冲压法成形为型钢前的坯料（钢板）的立体图。

图1B是通过热冲压法成形后的型钢的立体图。

图2是表示长尺寸零件的翘曲的测定要领的侧视图。

图3是表示在通过热冲压法将坯料（钢板）冲压为平板时的要领的立体图。

图4是表示在实施例1中在热冲压前的加热条件为在900℃下保持1分钟的情况下，铁碳化物的尺寸的标准偏差与翘曲的关系的曲线图。

图5是表示在实施例1中在热冲压前的加热条件为在900℃下保持10分钟的情况下，铁碳化物的尺寸的标准偏差与翘曲的关系的曲线图。

图6是表示在实施例1中，d/dt（ΔT/Δt）与铁碳化物的尺寸的标准偏差的关系的曲线图。

图7是表示在实施例3、4及5中从加热开始到最高温度为止的钢板的温度经历的图示。

具体实施方式

本发明者们采用以质量%计含有C：0.22%、Si：0.3%及Mn：1.2%的钢板制作热冲压部件，进行评价其特性的研究。本发明者们尤其考虑到在长尺寸零件中的应用，对翘曲的实际情况进行了详细研究。在该研究过程中发现：即使在同一条件下对化学成分及抗拉强度几乎相同的钢板进行热冲压，成形品中产生的翘曲的尺寸也有差异。因而，对使翘曲的尺寸在钢板间产生差异的原因进行了详细调査，结果是，本发明者们发现：（i）在钢板间的比较中，成形品的表面附近的硬度的波动不相同，（ii）该不相同起因于热冲压前的钢板表面附近的铁碳化物的尺寸的分布状态，另外（iii）要得到所希望的铁碳化物的尺寸的分布状态，最好将对冷轧的钢板进行再结晶退火时的条件控制在规定的范围内。

详细的情况将在实施例中叙述，但本发明者们立足于如此的实验结果，通过实验弄清楚了适当的铁碳化物的尺寸的分布状态和退火条件，由此完成了本发明。

以下，对本发明的一个实施方式的热冲压部件用钢板（钢板）进行说明。

首先，对钢板的化学成分进行说明。以下，各化学成分的“%”意味着“质量%”。

＜C：0.10～0.35%＞

C在通过热冲压法使钢板高强度化的方面是最重要的元素。为在热冲压后至少得到1200MPa左右的强度，而在钢中含有0.10%以上的C。另一方面，如果在钢中超过0.35%地含有C，则担心韧性的劣化，所以将0.35%作为C量的上限。在进一步改善韧性的情况下，C量优选为0.32%以下，更优选为0.30%以下。

＜Si：0.01～1.0%＞

Si是固溶强化元素，作为固溶强化元素能够有效地使用0.01～1.0%的Si。但是，如果在钢中超过1.0%地含有Si，则担心在热冲压后进行化成处理或涂装时产生不适合，因此将1.0%作为Si量的上限。在不特别限定Si量的下限的情况下也能够得到控制铁碳化物的效果，但如果在必要程度以上地降低Si量则炼钢负荷提高，所以将Si量规定为0.01%以上。该Si量的下限是因脱氧而在钢中含有的目标量。在进行更稳定的表面处理的情况下，Si量优选为0.9%以下，更优选为0.8%以下。

＜Mn：0.3～2.3%＞

Mn除与Si同样作为固溶强化元素发挥功能以外，还是对提高钢板的淬火性有用的元素。为了确实得到如此的提高强度及淬火性的效果，将钢中的Mn量规定为0.3%以上。可是，即使在钢中超过2.3%地含有Mn，其效果也饱和，所以将2.3%作为Mn量的上限。在进一步提高强度的情况下，Mn量优选为0.5%以上，更优选为1.0%以上。

＜P：0.03%以下＞、＜S：0.02%以下＞

两元素都是杂质，对热加工性施加影响，所以限制为P：0.03%以下、S：0.02%以下。

＜Al：0.01～0.5%＞

Al适合作为脱氧元素，因此在钢中最好含有0.01%以上的Al。可是，如果在钢中含有大量的Al，则因形成粗大的氧化物而损害钢板的机械性质。因此，将Al量的上限规定为0.5%。

＜N：0.1%以下＞

N容易与Ti或B结合，因此为了不使这些元素的作为目的的效果减低而将N量控制在0.1%以下。在提高韧性的情况下，N量越少越好，因此优选为0.01%以下。如果在必要程度以上地降低N量则对炼钢工序施加很大的负荷，所以也可以将0.0010%作为N量的下限的目标。

以上的化学元素是本实施方式中的钢的基本成分（基本元素），该基本元素被控制（含有或限制）、且剩余部分包含铁及不可避免的杂质的化学组成为本实施方式的基本组成。但是，除该基本成分以外（替代剩余部分的一部分Fe），在本实施方式中，也可以根据需要在钢中进一步含有以下的化学元素（选择性元素）。再者，这些选择性元素即使不可避免地混入钢中（例如低于各选择性元素的量的下限的量），也不损害本实施方式中的效果。

也就是说，也可以根据需要在钢中含有选自Cr、Ti、Nb、B、Mo、W、V、Cu、Ni中的1种以上的选择性元素。为了降低合金成本，在不需要有意在钢中添加这些选择性元素的情况下，Cr、Ti、Nb、B、Mo、W、V、Cu、Ni的量的下限都为0%。

＜Cr：0.01～2.0%＞

Cr因是具有提高淬火性的效果的元素而能够适宜使用。其效果明显是Cr量为0.01%以上时。另一方面，即使在钢中超过2.0%地添加Cr，其效果也饱和，所以将2.0%作为Cr量的上限。

＜Ti：0.001～0.5%＞

Ti具有通过形成氮化物而稳定地引出后述的B的效果的作用，因此是希望有效应用的元素。为了明确地得到其作用，Ti量最好为0.001%以上。另一方面，如果在钢中过剩地添加Ti，则氮化物过剩，使韧性或剪切面性状劣化，所以将0.5%作为Ti量的上限。

＜Nb：0.001～0.5%＞

Nb通过形成碳氮化物而提高钢的强度，因此是希望有效应用的元素。为了明确地得到如此的提高强度的效果，也可以将钢中的Nb量规定为0.001%以上。但是，如果在钢中超过0.5%地含有Nb，则有损害热轧的控制性的顾虑，所以将0.5%作为Nb量的上限。

＜B：0.0005～0.01%＞

B是提高淬火性的元素，如果在钢中含有0.0005%以上的B，则提高淬火性的效果明显。另一方面，如果添加过剩的B，则导致热加工性的劣化和延性的下降，所以将0.01%作为B量的上限。

＜Mo：0.01～1.0%＞、＜W：0.01～0.5%＞、＜V：0.01～0.5%＞

这些元素都是具有提高淬火性的效果的元素，因此能够适宜使用。对于任一种元素，其效果明显都在0.01%以上时。另一方面，因Mo、W、V是高价的元素而优选将效果饱和的浓度作为上限。Mo量的上限最好为1.0%，W量及V量的上限最好为0.5%。

＜Cu：0.01～1.0%＞

Cu具有通过在钢中添加0.01%以上的Cu而提高钢板强度的效果。另一方面，Cu的过剩添加会损害热轧钢板的表面品位，所以将1.0%作为Cu量的上限。因此，Cu量也可以为0.01～1.0%。

＜Ni：0.01～5.0%＞

Ni具有提高淬火性的效果，所以是希望有效应用的元素，其效果在0.01%以上的Ni量时明显。另一方面，Ni是高价的元素，将其效果饱和的5.0%作为Ni量的上限。因此，Ni量也可以为0.01～5.0%。此外，Ni具有对上述的由Cu造成的热轧钢板表面品位下降进行抑制的作用，所以优选与Cu同时含有。

再者，在本实施方式中上述以外的成分为Fe，但从废金属等熔炼原料或耐火物等中混入的不可避免的杂质作为上述以外的成分是容许的。

如上所述，本实施方式的钢板具有含有上述的基本元素、且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成，或者具有含有上述的基本元素和选自上述选择性元素中的至少1种、且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成。

＜从表面到板厚的1/4位置为止处所含的铁碳化物的直径的标准偏差：0.8μm以下＞

铁碳化物的尺寸的分布状态在本实施方式中是最重要的条件。

根据本发明者们的研究，得知：在通过热冲压法而成形的长尺寸部件中发现的翘曲的尺寸较大地依赖于钢板的表层附近的硬度的波动，进而依赖于热冲压前的碳浓度的波动。另外，弄清楚只要铁碳化物的尺寸更均匀，就能减小碳浓度的波动。

铁碳化物的尺寸的均匀程度越高，则热冲压前的加热工序中的铁碳化物的溶解行为的均匀程度也越高，奥氏体相中的碳浓度容易更均匀。其结果是，可推断硬度的波动减小，部件的翘曲也减少。

翘曲的尺寸和硬度的波动的关系未必明确，但认为恐怕该关系与以下的机理具有关系。也就是说，在通过淬火生成的马氏体相的硬度的支配因素（碳的过饱和程度、位错密度、组织单元（板条或块等）的微细化程度及再析出的铁碳化物的状态）中，特别是如果零件的表层附近的位错密度具有波动，则容易在零件内部诱发不均匀的残留应力。在此种情况下，如果将零件从热冲压模具中脱模后释放不均匀的残留应力，则可产生翘曲。

通过热冲压法而成形的成形体的翘曲按以下定义。

也就是说，在按图1A及图1B示意性地所示的要领将坯料11成形为型钢12，将型钢12脱模后，如图2所示将型钢12静置在平台21上。在从宽度方向看该型钢12时（侧面视时），将连结型钢12的长度方向的两端的线段与型钢12的长度方向中央的距离d（mm）定义为型钢12的翘曲。

这里，关于热冲压前的钢板（坯料）11的尺寸，将宽度W规定为170mm，将长度L规定为1000mm，从该钢板11得到底边大约为70mm的等边型钢12。另外，在翘曲d为5mm以下的情况下，评价为抑制了翘曲的发生。

再者，上述的成形体（型钢12）是用于对本实施方式的钢板进行成形时的翘曲d进行评价而制作的成形体的一个例子，本实施方式的钢板对于各种形状的成形体及各种热冲压条件都能适用。

如果成形体的长度短于1000mm，或成形体的宽度长于170mm，则成形体中发生的翘曲减小，但是即使将本实施方式的钢板用于如此的成形体，也能够得到进一步抑制成形体的翘曲d的效果。

在本实施方式中，从钢板的表面到板厚的1/4位置（从钢板表面在板厚方向相距板厚的1/4的距离的位置）为止处所含的铁碳化物的直径的标准偏差为0.8μm以下。如果该标准偏差超过0.8μm，则成形体的翘曲d超过5mm，判断为不能忽视翘曲。

铁碳化物的尺寸的分布按以下进行测定。

也就是说，首先，对钢板的与轧制方向平行的断面（包含板厚方向的断面）进行研磨，用碳化物显出用腐蚀液（例如苦味醇系腐蚀液等）适当地进行处理，然后用扫描电子显微镜以倍率5000倍连续地观察从钢板表面到板厚的1/4位置为止的断面范围。然后，将视野扩展到铁碳化物的测定数至少达到600个。铁碳化物的尺寸（直径）为铁碳化物的最长的边与最短的边的平均。从得到的铁碳化物的尺寸的数据算出标准偏差。在该标准偏差的计算中，能够采用市售的统计软件。通过如此的测定方法，可测定具有大约0.1μm以上的尺寸的铁碳化物。因此，铁碳化物的尺寸的平均也可以为0.5μm以上或1μm以上。只要铁碳化物的直径的标准偏差为0.8μm以下，铁碳化物的尺寸的平均就没有特别的限制，例如也可以为5μm以下或3μm以下。

Al镀层、Zn镀层及Zn-Fe合金层的厚度（镀膜厚度）对热冲压后的零件的翘曲的发生没有影响，但在这些厚度过度大的情况下，有对成型性施加影响的顾虑。如后述的实施例中所示，在Al镀层的厚度超过50μm的情况下，可看到粘住的发生，在Zn镀层的厚度超过30μm的情况下，Zn向模具的粘附频发，在Zn-Fe合金层的厚度超过45μm的情况下，合金层的裂纹分散可见。如此，如果各层的厚度过度地大，则损害生产性。因此，关于这些层的厚度，也可以分别将Al镀层的厚度规定为50μm以下，将Zn镀层的厚度规定为30μm以下，Zn-Fe合金层的厚度规定为45μm以下。

在这些层薄的情况下，成形性上完全没有问题，但从赋予这些层的目的即耐蚀性的观点出发，也可以将各层的下限规定为以下。也就是说，Al镀层的厚度优选为5μm以上，更优选为10μm以上。此外，Zn镀层的厚度优选为5μm以上，更优选为10μm以上。Zn-Fe合金层的厚度优选为10μm以上，更优选为15μm以上。

在表面具有Al镀层、Zn镀层及Zn-Fe合金层中的任一层的钢板中，按以下定义“表面”。

首先，本实施方式的钢板的Al镀层由以Al为主成分的外侧的层和可看作Al与Fe反应而生成的层的内侧（钢板侧）的层这两层构成。将该内侧的层与钢板（被镀膜钢板）的边界定义为钢板的表面。

接着，本实施方式的钢板的Zn镀层由以Zn为主成分的外侧的层和微量地添加到Zn液中的Al与Fe反应生成的层即内侧的层这两层构成。将该内侧的层与钢板（被镀膜钢板）的边界定义为钢板的表面。

此外，本实施方式的钢板的Zn-Fe合金层由含有Zn和Fe的多个合金层构成。将这些多个合金层中的最内侧（钢板侧）的层与钢板（被镀膜钢板）的边界定义为钢板的表面。

最后，对本发明的一实施方式的热冲压部件用钢板的制造方法进行说明。

在本实施方式的钢板的制造方法中，基于常规方法进行炼钢、铸造、热轧、冷轧，形成冷轧钢板。在以满足上述实施方式的化学组成的方式通过炼钢工序调整了钢的化学成分后，通过连续铸造将该钢形成板坯，对得到的板坯（钢）例如在1300℃以下的加热温度（例如1000～1300℃）下开始热轧，在900℃前后（例如850～950℃）结束热轧。卷取温度能够选择600℃等（例如450～800℃）。热轧率最好规定为60～90%。卷取后对得到的热轧钢板（钢）经过酸洗工序后进行冷轧。冷轧率能够选择30～90%。

用于使如此制造的冷轧钢板再结晶的退火是非常重要的。采用连续退火设备，以从300℃到最高温度S（℃）为止的钢板温度（板温）的上升速度的变化d/dt（ΔT/Δt）满足式1、且S达到720～820（℃）的方式进行退火。

－0.2≤d/dt（ΔT/Δt）＜0（式1）

这里，T表示钢板温度（℃），t表示时间（s），ΔT/Δt表示再结晶退火的加热中的时间Δt（s）间的板温的温度变化（℃/s），d/dt（ΔT/Δt）表示从300℃到最高温度S为止的板温的上升速度的变化（℃/s²）。再者，t为0（零）的基准不需要特别的限制，例如也可以是再结晶退火的加热开始时间或通过再结晶退火的加热达到300℃的时间。

这些条件基于在后述的实施例中说明的实验结果来决定。

退火时的钢板温度采用预先配置在退火设备内的放射温度计或附设在钢板本身上的热电偶进行测定。如此得到的钢板的温度经历以时间的二次函数表现，用该二次函数的二次微分系数决定为d/dt（ΔT/Δt）。得到二次函数的方法依据：按短时间间隔（优选10秒以下或5秒以下）从上述的温度经历中读取钢板温度，准备（t、T）的数据集，采用市售的表计算软件将该数据集（再次）做成曲线图，进而对该曲线图进行次数为2的多项式近似。

在按如此的条件对冷轧钢板进行再结晶退火的情况下，可得到从钢板的表面到板厚的1/4的位置为止处所含的铁碳化物的直径的标准偏差为0.8μm以下的钢板的理由未必清楚。例如可推断为，在钢板温度的上升速度逐渐缓慢减小的退火中，再结晶的进行与初期铁碳化物的溶解达到平衡，提高了退火后的钢板的铁碳化物的分布的均匀性。

从室温到300℃为止的加热条件没有特别的限定。

在钢板温度达到温度S后，也可以在温度S下将钢板保持短时间，或立即转移到冷却过程。当在温度S下保持钢板时，从抑制晶体粒径的粗大化的观点出发，保持时间优选为180s以下，更优选为120s以下。

从温度S开始的冷却速度没有特别的限定，但优选避免平均冷却速度为30℃/s以上的急速冷却。热冲压用的钢板多在通过剪切而加工成规定形状后供于热冲压，因此如果在退火后进行急速冷却，则担心剪切负荷增加，使生产效率下降。

退火后，也可以将钢板冷却到室温，也可以一边对钢板进行冷却一边浸渍在熔融Al液中，在钢板的表面形成Al镀层。

熔融Al液也可以含有0.1～20%的Si。

Al镀层中所含的Si对热冲压前的加热中产生的Al与Fe的反应施加影响。过度的反应有损害镀层本身的冲压成形性的顾虑，另一方面，对过度的反应的抑制有担心Al附着在冲压模具上的顾虑。为了回避如此的问题点，Al镀层中的Si优选为1～15%，更优选为3～12%。

此外，也可以在退火后的冷却中通过将钢板浸渍在熔融Zn液中而在钢板表面形成Zn镀层。

进而，也可以在将钢板浸渍在熔融Zn液中而在其表面形成Zn镀层后，通过在600℃以下对形成有该Zn镀层的钢板进行加热，在钢板表面形成Zn-Fe合金层。合金化处理的温度的下限没有特别的限制，例如也可以为450℃。

能够在熔融Zn液中含有0.01～3%的Al。

熔融Zn液中的Al对Zn与Fe的反应的影响大。在形成Zn镀层的情况下，Fe与Al的反应层成为障碍，能够抑制Zn和Fe的相互扩散。另一方面，在形成Zn-Fe合金层的情况下，为了控制使得加工性或对基底金属的密合性等不同的多个层中的作为目标的层成为主层，能够有效地应用Al。

这些作用可通过在熔融Zn液中含有0.01～3%的Al来体现。关于将Al的浓度规定为怎样的浓度，制造者可根据用于制造的设备的能力或目的进行选择。

再者，与上述实施方式同样，在本实施方式中，也可以将Al镀层、Zn镀层及Zn-Fe合金层的厚度（镀膜厚度）控制在规定的厚度以下。也就是说，也可以Al镀层的镀膜厚度为50μm以下，Zn镀层的镀膜厚度为30μm以下，Zn-Fe合金层的镀膜厚度为45μm以下。

本发明的热冲压部件用钢板与其板厚或热冲压后的强度无关地具有本发明的效果，但从确保热轧、冷轧、退火及赋予镀膜（镀层的形成）等各工序中的高生产性的观点出发，优选以带钢进行处理。所以，作为对象的钢板的优选的板厚一般可以为0.5～3.5mm。此外，为了进一步利用部件的高强度化进行轻质化，作为对象的钢板的优选的热冲压后的强度按抗拉强度计一般可以为1200～2000MPa。

以下，基于实施例对本发明的效果进行说明。

实施例1

通过炼钢及铸造得到具有表1中记载的化学成分的钢坯（钢）。将这些钢加热至1250℃，供于精轧温度为910℃的热轧，在卷取温度620℃下进行卷取，形成厚3.2mm的热轧钢板。在将这些热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚1.6mm的冷轧钢板。

按表2所述的条件对上述冷轧钢板进行再结晶退火，形成热冲压用钢板。

这里，关于条件x，从300℃到600℃为止以固定的加热速度10℃/s进行加热，然后，到800℃为止以固定的加热速度2℃/s对冷轧钢板进行加热。在此种情况下，在从300℃到600℃为止及从600℃到800℃为止的两个温度范围，钢板温度的上升速度的变化d/dt（ΔT/Δt）分别为0（零）。关于其它的条件，在从300℃到温度S为止的范围内进行将钢板温度的上升速度的变化d/dt（ΔT/Δt）看做固定的加热。再者，关于d/dt（ΔT/Δt）的求出方法，将在实施例3中详述。

对从该热冲压用钢板中采取的试样的与轧制方向平行的断面进行研磨，在用苦味醇系腐蚀液使该断面的显微组织显出后，对从冷轧钢板（试样）表面到在厚度方向上相距0.4mm的距离的位置（板厚的1/4位置）为止的区域用扫描电子显微镜以倍率5000倍进行观察，测定铁碳化物的尺寸。将该观察进行到铁碳化物的测定数达到600个以上。另外，通过对测定的数据进行处理，求出标准偏差。

另一方面，从上述冷轧钢板中制作170×1000mm的坯料，通过热冲压法将该坯料成形为底边大约70mm的等边型钢，按图2所示的要领测定翘曲d（mm）。

关于热冲压前的加热条件，将温度规定为900℃，将保持时间规定为1分钟及10分钟。

此外，从上述冷轧钢板制作210×300mm的坯料32，用图3所示的平板冲压机的上模31a及下模31b在与型钢12的成形条件（除去形状）相同的条件下对该坯料32进行热冲压，得到用于测定抗拉强度的原材料。从这些原材料中采取2块JIS5号拉伸试验片。通过放电加工进行用于采取的加工。对得到的试验片进行拉伸试验，得到抗拉强度σ_B（2块的平均值）。

表3中示出钢符号、退火条件、从300℃到最高温度S（℃）为止的钢板温度的上升速度的变化d/dt（ΔT/Δt）、铁碳化物的尺寸的平均值及标准偏差、σ_B（2块的平均值）及翘曲d。

在按满足本发明的条件的退火条件i、iii、iv、vi、viii及ix进行退火而得到的钢板（No.1～8、10、11、13及15～25）中，一般得到1200～1500MPa的抗拉强度，翘曲的尺寸也小到5mm以下。与此相对应，在按没有满足本发明的条件的退火条件进行退火而得到的钢板（No.9、12、14、26及27）中，发现了超过5mm的翘曲。

如图4（热冲压前的加热条件为900℃下保持1分钟的情况）及图5（热冲压前的加热条件为900℃下保持10分钟的情况）所示，如此的结果很明显强烈地依赖于从热冲压前的钢板的表面到板厚的1/4位置为止处的铁碳化物的尺寸的标准偏差，在从热冲压前的钢板的表面到板厚的1/4位置为止处的铁碳化物的尺寸的标准偏差为0.8μm以下时（No.1～8、10、11、13及15～25用白圈表示），可得到翘曲小的长尺寸的热冲压部件。

另一方面，很明显，在该标准偏差超过0.8μm的情况下（No.9、12、14、26及27，用涂黑圈或涂黑三角表示），d超过8mm，不能忽视。

此外，为了得到从热冲压前的钢板的表面到板厚的1/4位置为止处的铁碳化物的尺寸的标准偏差为0.8μm以下的钢板，很明显如图6中用○（白圈）所示那样，最好在从300℃到最高温度S（℃）为止的钢板温度的上升速度的变化d/dt（ΔT/Δt）满足－0.2≤d/dt（ΔT/Δt）＜0、且最高温度S为720～820（℃）的条件下进行再结晶退火。如该图中用●（黑圈）及▲（黑三角）所示，在相当于d/dt（ΔT/Δt）低于－0.2或为0以上、或S低于720℃、或S超过820℃中的任一项的情况下，铁碳化物的尺寸的标准偏差超过0.8μm。

表2

带下划线的栏表示在本发明的范围外。

在条件编号x中，从300℃到600℃为止的加热速度固定为10℃/s，从600℃到800℃为止的加热速度固定为2℃/s。

表3

带下划线的栏表示在本发明的范围外。

实施例2

通过炼钢及铸造得到具有表4所示的化学成分的钢坯(钢)。将这些钢在与上述实施例1同样的条件下形成厚3.0mm的热轧钢板，在将该热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚1.2mm的冷轧钢板。

按表2所述的i、vii及ix的条件对这些冷轧钢板进行再结晶退火，形成热冲压用钢板。

对直到与所得到的冷轧钢板的表面在厚度方向上相距0.3mm的距离的位置（板厚的1/4位置）为止的区域的铁碳化物的尺寸进行测定，求出铁碳化物的尺寸的标准偏差。此外，按在900℃下保持1分钟及保持5分钟这两种加热条件对上述冷轧钢板进行热冲压，得到型钢。另外，与实施例1同样地，测定型钢的翘曲d，同时从型钢中采取拉伸试验片，测定抗拉强度σ_B。

其结果见表5。

在按满足本发明的条件的退火条件i及ix进行了再结晶退火的热冲压用钢板中，即使是含有Mo、W、V、Cu及Ni等化学成分的钢板，从钢板的表面到板厚的1/4位置为止的铁碳化物的尺寸的标准偏差也为0.8μm以下。另外，在此种情况下，很明显，不依赖于热冲压前的加热条件（900℃下的保持时间），长尺寸零件（型钢）的翘曲为5mm以下，可得到优良的热冲压部件。

另一方面，在按没有满足本发明的条件的退火条件vii进行了再结晶退火的钢板中，从钢板的表面到板厚的1/4位置为止的铁碳化物的尺寸的标准偏差超过0.8μm。在此种情况下，很明显，不依赖热冲压前的加热条件（900℃下的保持时间），所得到的热冲压部件的翘曲超过5mm，如此的钢板的热冲压成形性差。

表5

带下划线的栏表示在本发明的范围外。

实施例3

通过炼钢及铸造得到具有表6所示的化学成分的钢坯（钢）。将这些钢在与上述实施例1同样的条件下形成厚2.5mm的热轧钢板，在将该热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚1.2mm的冷轧钢板。

在按图7所示的温度经历将这些冷轧钢板加热到800℃后立即以平均冷却速度6.5℃/s进行冷却，浸渍在670℃的熔融Al液（含有10%的Si和不可避免的杂质）中。然后，5s后将冷轧钢板从熔融Al液中取出，在利用气刷调整了镀层的附着量后，空冷到室温。

如果将钢板温度及退火开始后的时间（从加热开始经过的时间）分别设定为T（℃）及t（s），则从图7的温度经历中如下表7所示地读取T及t的数据。从该读取的数据，用微软公司制的表计算软件Excel制作曲线图，进行次数为2的多项式曲线近似，结果得到图7内所示的近似式（T＝－0.0374×t²＋10.302×t＋79.949）。将该近似式的各系数舍入，可将T和t的关系记述为T＝－0.037t²＋10.3t＋80，所以d/dt（ΔT/Δt）为－0.074。

此外，如图7内所示，所得到的近似式的决定系数（coefficientofdetermination）R²为0.999。关于本发明中所用的d/dt（ΔT/Δt），如此例所示，最好采用从再结晶退火时的加热的温度经历中以10秒以下或5秒以下的时间间隔（但超过0秒）读取温度、以决定系数R²成为0.99以上的方式决定近似曲线（次数为2的多项式近似曲线）时的t²的系数（次数为2的变量的系数）的2倍。

在从所得到的钢板的Al镀层中内侧的层（Al与Fe的反应层）与钢板的边界开始到在板厚方向上相距0.3mm的距离的位置为止的区域，对铁碳化物的尺寸进行测定，求出铁碳化物的尺寸的标准偏差。在测定铁碳化物的同时也测定Al镀层（2层的合计）的厚度。进而，按与实施例1相同的要领进行成为型钢及平板的热冲压，测定翘曲d及抗拉强度σ_B。其中，热冲压前的加热条件为在900℃下保持1分钟。

其结果见表8。

无论在哪个实施例（No.52～71）中，都得到了翘曲为5mm以下的热冲压零件。但是，在Al镀层的厚度超过50μm的No.56、61、66及71中，从型钢的角部到端部，以高频度发生粘住。在Al镀层的厚度为50μm以下的实施例中，粘住完全没有发生。因而，在对钢板表面实施镀Al的情况下，从镀层品质的观点出发，Al镀层的厚度的上限最好为50μm以下。表8中，在Al镀层完全没有发生粘住的情况下，将Al镀层的品质评价为“A”，在Al镀层发生粘住的情况下，将Al镀层的品质评价为“B”。

表7

t(s)	T(℃)
		0.32	42.99
4.68	98.13
		8.76	138.17
12.11	174.93
		15.46	208.73
18.16	236.3
		21.19	266.82
24.58	297.67
		28.94	340.66
32.32	371.18
		35.68	402.03
40.04	429.6
		44.43	463.41
49.15	500.16
		53.87	530.69
58.56	558.25
		63.64	589.1
69.01	616.67
		74.74	644.24
79.46	662.62
		86.52	690.19
92.9	711.85
		100.32	730.23
106.05	742.37
		111.42	757.79
116.14	769.94
		121.55	782.41
127.6	797.51

实施例4

通过炼钢及铸造得到具有表6所示的化学成分的钢坯（钢）。将这些钢在与上述实施例1同样的条件下形成厚2.5mm的热轧钢板，在将该热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚1.2mm的冷轧钢板。

在按与实施例3相同的温度经历将这些冷轧钢板加热到800℃后立即以平均冷却速度6.5℃/s进行冷却，浸渍在460℃的熔融Zn液（含有0.15%的Al和不可避免的杂质）中。然后，3s后将冷轧钢板从熔融Zn液中取出，在利用气刷调整了镀层的附着量后，空冷到室温。

在从所得到的钢板的Zn镀层中内侧的层（Al和Fe的反应层）与钢板的边界开始到在板厚方向上相距0.3mm的距离的位置为止的区域，对铁碳化物的尺寸进行测定，求出铁碳化物的尺寸的标准偏差。在测定铁碳化物的同时也测定Zn镀层（2层的合计）的厚度。另外，按与实施例1相同的要领进行成为型钢及平板的热冲压，测定翘曲d及抗拉强度σ_B。其中，热冲压前的加热条件为：＜1＞在加热至880℃并保持5秒钟后，空冷到700℃；及＜2＞在900℃下保持1分钟这两种。

其结果见表9。

无论在哪个实施例（No.72～91）中，都不依赖热冲压前的加热条件地得到翘曲为5mm以下的热冲压零件。但是，在Zn镀层的厚度超过30μm的No.76、81、86及91中，在模具中以高频度发现Zn的粘附。在Zn镀层的厚度为30μm以下的实施例中，完全没有发生粘附。因而，在对钢板表面实施镀Zn的情况下，从镀层品质的观点出发，Zn镀层的厚度的上限最好为30μm以下。表9中，在Zn没有粘附在模具上的情况下，将Zn镀层的品质评价为“A”，在Zn粘附在模具上的情况下，将Zn镀层的品质评价为“B”。

实施例5

通过炼钢及铸造得到具有表6所示的化学成分的钢坯（钢）。将这些钢在与上述实施例1同样的条件下形成厚2.5mm的热轧钢板，在将该热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚1.2mm的冷轧钢板。

在按与实施例3相同的温度经历将这些冷轧钢板加热到800℃后立即以平均冷却速度6.5℃/s进行冷却，浸渍在460℃的熔融Zn液（含有0.13%的Al、0.03%的Fe和不可避免的杂质）中。然后，3s后将冷轧钢板从熔融Zn液中取出，在利用气刷调整了镀层的附着量后，加热至480℃，在形成Zn-Fe合金层后空冷到室温。

在从所得到的钢板的Zn-Fe合金层的最内层（Zn和Fe的反应层）与钢板的边界开始到在板厚方向上相距0.3mm的距离的位置为止的区域，对铁碳化物的尺寸进行测定，求出铁碳化物的尺寸的标准偏差。在测定铁碳化物的同时也测定Zn-Fe合金层（由4层构成）的合计的厚度。另外，按与实施例1相同的要领进行成为型钢及平板的热冲压，测定翘曲d及抗拉强度σ_B。其中，热冲压前的加热条件为：＜1＞在加热至880℃并保持5秒钟后空冷到700℃；及＜2＞在900℃下保持1分钟这两种。

其结果见表10。

无论在哪个实施例（No.92～111）中，都不依赖热冲压前的加热条件地得到翘曲为5mm以下的热冲压零件。但是，在Zn-Fe合金层的厚度超过45μm的No.96、101、106及111中，在热冲压后的合金层中发生微细的裂纹。在Zn-Fe合金层的厚度为45μm以下的实施例中，完全没有发生该微细的裂纹。因而，在钢板表面形成Zn-Fe合金层的情况下，从镀层品质的观点出发，Zn-Fe合金层的厚度的上限最好为45μm以下。表10中，在Zn-Fe合金层没有发生微细的裂纹的情况下，将Zn-Fe合金层的品质评价为“A”，在Zn-Fe合金层中发生微细的裂纹的情况下，将Zn-Fe合金层的品质评价为“B”。

产业上的可利用性

提供一种能够减小在采用热冲压法制造长尺寸零件时容易产生的翘曲的钢板及其制造方法。

符号说明

11－坯料（钢板），12－型钢，21－平台，31a－上模，31b－下模，32－坯料（钢板），L－长度，W－宽度，d－翘曲。

Claims (11)

1.一种热冲压部件用钢板，其特征在于，具有下述的化学组成：以质量％计含有C：0.10～0.35％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.3～2.3％及Al：0.01～0.5％，将以下元素限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下及N：0.1％以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

从表面到板厚的1/4的位置为止处所含的铁碳化物的直径的标准偏差为0.8μm以下。

2.根据权利要求1所述的热冲压部件用钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计进一步含有选自以下元素中的1种以上：

Cr：0.01～2.0％、

Ti：0.001～0.5％、

Nb：0.001～0.5％、

B：0.0005～0.01％、

Mo：0.01～1.0％、

W：0.01～0.5％、

V：0.01～0.5％、

Cu：0.01～1.0％、及

Ni：0.01～5.0％。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压部件用钢板，其特征在于，在所述表面具有镀膜厚度为50μm以下的Al镀层。

4.根据权利要求1或2所述的热冲压部件用钢板，其特征在于，在所述表面具有镀膜厚度为30μm以下的Zn镀层。

5.根据权利要求1或2所述的热冲压部件用钢板，其特征在于，在所述表面具有镀膜厚度为45μm以下的Zn-Fe合金层。

6.一种热冲压部件用钢板的制造方法，其特征在于，对具有下述化学组成的冷轧钢板以按℃/s²的单位表示的从300℃到最高温度S为止的钢板温度的上升速度的变化d/dt(ΔT/Δt)满足下式1、且所述最高温度S为720～820℃的方式进行加热，进行再结晶退火，

所述化学组成为：以质量％计含有C：0.10～0.35％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.3～2.3％及Al：0.01～0.5％，将以下元素限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下及N：0.1％以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，

－0.20≤d/dt(ΔT/Δt)＜0(式1)

其中，T表示按℃的单位表示的所述钢板温度、t表示按s的单位表示的时间、ΔT/Δt表示按℃/s的单位表示的所述再结晶退火的加热中的时间Δt秒间的所述钢板温度的上升速度，

所述d/dt(ΔT/Δt)为从所述再结晶退火时的加热的温度经历中按10秒以下的时间间隔读取温度、以决定系数R²成为0.99以上的方式决定次数为2的多项式近似曲线时的次数为2的变量的系数的2倍。

7.根据权利要求6所述的热冲压部件用钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成以质量％计进一步含有选自以下元素中的1种以上：

Cr：0.01～2.0％、

Ti：0.001～0.5％、

Nb：0.001～0.5％、

B：0.0005～0.01％、

Mo：0.01～1.0％、

W：0.01～0.5％、

V：0.01～0.5％、

Cu：0.01～1.0％、及

Ni：0.01～5.0％。

8.根据权利要求6或7所述的热冲压部件用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板温度的上升速度的变化d/dt(ΔT/Δt)为-0.10以上。

9.根据权利要求6或7所述的热冲压部件用钢板的制造方法，其特征在于，接着所述再结晶退火，将所述冷轧钢板浸渍在Al液中，在所述冷轧钢板的表面形成镀膜厚度为50μm以下的Al镀层。

10.根据权利要求6或7所述的热冲压部件用钢板的制造方法，其特征在于，接着所述再结晶退火，将所述冷轧钢板浸渍在Zn液中，在所述冷轧钢板的表面形成镀膜厚度为30μm以下的Zn镀层。

11.根据权利要求6或7所述的热冲压部件用钢板的制造方法，其特征在于，接着所述再结晶退火，将所述冷轧钢板浸渍在Zn液中，在所述冷轧钢板的表面上形成了Zn镀层后，将所述冷轧钢板加热至600℃以下，在所述冷轧钢板的表面形成镀膜厚度为45μm以下的Zn-Fe合金层。