CN103492605B - 涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件及其制造方法 - Google Patents

涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种涂装后耐蚀性优异的热压成形高强度部件，即使在镀Al层中不添加抑制裂纹发生的特别的成分元素，在对镀Al钢板进行了热压成加工时也抑制热压加工时镀层中发生的裂纹的扩展。一种涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，是热压成形而成的高强度部件，其特征在于，在钢板的表面具有包含Al-Fe金属间化合物相的合金镀层，该合金镀层由多种的金属间化合物相构成，所述多种的金属间化合物相中的含有40～65质量%Al的相的晶粒的平均切片长度为3～20μm，该Al-Fe合金镀层的厚度的平均值为10～50μm，该Al-Fe合金镀层的厚度的标准偏差相对于厚度平均值的比满足下式：0＜厚度的标准偏差/厚度平均值≤0.15。

Description

涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过在高温下的压制即热压而制造的、适合于汽车部件等的结构构件所代表的需要强度的构件的涂装后耐蚀性优异的镀铝高强度部件，详细地讲，涉及在镀铝高强度钢板的热压成形时抑制镀Al层发生的裂纹的扩展，涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件及其制造方法。
背景技术
近年来，在汽车用钢板的用途（例如汽车的支柱、门防撞梁、保险杠等）等中，希望采用同时具有高强度和高成形性的钢板，作为与之对应的钢之一，有利用了残余奥氏体的马氏体相变的TRIP（TransformationInducedPlasticity）钢。能够采用该TRIP钢制造成形性优异的具有1000MPa级左右的强度的高强度钢板，但更高强度例如1500MPa以上的超高强度钢板难以确保成形性。
在这样的状况下，作为确保高强度以及高成形性的成形法，最近受到关注的是热压（也称为热态压制、热压制、热压、模压淬火、加压淬火等。）。该热压是将钢板在800℃以上的奥氏体区加热后，通过在热态下进行模具成形来使高强度钢板的成形性提高，通过在成形后在压制金属模内冷却来进行淬火，得到所希望的材质的成形部件的。
热压有望作为成形超高强度的构件的方法，但通常具有在大气中对钢板进行加热的工序。此时，在钢板表面生成氧化物（氧化皮），因此需要除去氧化皮的在后工序。但是，这样的在后工序存在下述问题：从氧化皮的除去能力和环境负荷等的观点出发需要对策等等。
作为改善该问题的技术，曾提出了通过使用镀Al钢板作为热压构件用的钢板，抑制加热时的氧化皮生成的技术（例如参照专利文献1、2）。
镀Al钢板在通过热压效率良好地制造高强度的成形部件上有效。镀Al钢板通常被压制后，经涂装而被使用。在热压时，进行加热后的镀Al层，直到表面变化为金属间化合物，该化合物非常脆，若通过热压进行严格的成形加工，则镀Al层容易产生裂纹。另外，该金属间化合物的相具有比母材钢板高的电位，因此存在下述问题：以裂纹为起点，开始钢板基体的腐蚀，涂装后耐蚀性降低。
为了避免起因于镀Al层的裂纹发生的涂装后耐蚀性降低，在该金属间化合物中添加Mn是非常有效的，因此曾提出了在镀Al层中添加了0.1%以上的Mn的改善了涂装后耐蚀性的镀Al钢板（例如参照专利文献3）。
专利文献3中记载的技术，是在镀Al层中添加特定的成分元素，防止镀层中发生裂纹的技术，但不是在没有特别地在镀Al层中添加特定的成分元素即防止镀层中发生裂纹的技术。
另外，曾提出了一种镀Al钢板，其中，向镀Al钢板的母材钢添加元素使得达到Ti+0.1Mn+0.1Si+0.1Cr＞0.25，这些元素促进Al-Fe间的扩散，因此即使镀层发生裂纹，来自其周围的Fe-Al反应进行，使钢板基体难以露出，由此改善了耐蚀性（例如参照专利文献4）。
但是，专利文献4中记载的技术并不是想要防止镀Al层发生裂纹的技术。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:特开2003-181549号公报
专利文献2:特开2003-49256号公报
专利文献3:特开2003-34855号公报
专利文献4:特开2003-34846号公报
发明内容
本发明是鉴于这样的实情而提出的，其目的是提供即使在镀Al层中不添加抑制裂纹发生的特别的成分元素，在对镀Al钢板进行了热压成形时也能够抑制镀层中发生的裂纹的扩展，且涂装后耐蚀性优异的、经热压成形的高强度部件。另外，其目的是在镀Al层表面形成润滑性皮膜，使镀Al钢板的热压成形时的成形性提高，抑制镀层发生裂纹。进而，其目的是提供热压成形出的高强度部件的制造方法。
本发明人等为了解决上述课题而反复刻苦研究，从而完成了本发明。一般地，热压构件用镀Al钢板，可通过热浸镀法等在钢板的一面或两面形成镀Al层。镀Al层，以质量%计，根据需要可以含有Si：2～7%，其余量包含Al以及不可避免的杂质。
热压前的镀Al钢板的镀层，含有Si的情况下，从表层起，包含Al-Si层以及Fe-Al-Si层。为了对镀Al钢板进行热压，首先，将镀Al钢板加热至高温，使钢板为奥氏体相。然后，将已奥氏体化的镀Al钢板在热态下进行压制加工来成形，其后，将所成形的镀Al钢板冷却。通过使镀Al钢板达到高温，能够使其暂时软化，能够容易地进行后续的压制加工。另外，钢板通过被加热以及冷却，而被淬火，能够实现约1500MPa以上的高的机械强度。
在该热压构件用镀Al钢板的加热工序中，在镀Al层（含有Si的情况）内引起Al-Si与来自钢板中的Fe的相互扩散，整体向Al-Fe化合物（金属间化合物）变化。此时，在Al-Fe化合物中也部分性地生成含有Si的相。该化合物（金属间化合物）非常脆，若通过热压进行严格的成形加工，则镀Al层会产生裂纹。另外，该相具有比母材钢板高的电位，因此会以裂纹为起点，开始钢板基体的腐蚀，使成形部件的涂装后耐蚀性降低。因此，在热压成形中抑制在镀Al层中发生的裂纹能够改善热压成形成的部件的涂装后耐蚀性。
在热压成形加工中虽然不能够回避镀层发生裂纹，但本发明人等着眼于：如果能够使在热压中发生的镀层的裂纹在镀层内停止扩展，则裂纹就不能够到达母材钢板。发现由此能够防止钢板基体的腐蚀，不会对热压成形的部件的涂装后耐蚀性造成不良影响。本发明人等对于镀Al层中发生的裂纹在镀层内停止裂纹扩展进行了刻苦研究。其结果发现：在钢板的表面形成的以Al-Fe为主的多种的金属间化合物相的晶粒之中，如果将其中Al含有40～65%的金属间化合物相的晶粒的平均切片长度（以下简单地称为「平均切片长度」）控制在3～20μm，则能够使镀Al层发生的裂纹停止扩展。另外发现：通过在镀Al层表面进一步形成含有ZnO的润滑皮膜，能够确保热压时的润滑性，能够防止表面损伤以及防止裂纹发生。进而发现了适合于热压的钢板组成。
进而还发现Al-Fe合金镀层的厚度对点焊时的喷溅发生状况给予影响，还发现为了得到稳定的点焊性，使镀层厚度的偏差（标准偏差）降低、Al-Fe合金镀层的厚度的平均值为10～50μm、厚度的标准偏差相对于厚度平均值的比（厚度的标准偏差/厚度的平均值）为0.15以下是重要的。
本发明是基于这些发现而完成的，其发明要旨如下。
（1）一种涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，是热压成形成的高强度部件，其特征在于，
在钢板的表面具有包含Al-Fe金属间化合物相的合金镀层，
该合金镀层由多种的金属间化合物相构成，
上述多种的金属间化合物相中的含有40～65质量%Al的相的晶粒的平均切片长度为3～20μm，
该Al-Fe合金镀层的厚度的平均值为10～50μm，
该Al-Fe合金镀层的厚度的标准偏差相对于厚度平均值的比满足下式：0＜厚度的标准偏差/厚度平均值≤0.15。
（2）根据上述（1）所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，上述厚度的标准偏差相对于厚度平均值的比为0.1以下。
（3）根据上述（1）或（2）所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，上述Al-Fe合金镀层以质量%计含有2～7%的Si。
（4）根据上述（1）或（2）所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，在上述Al-Fe合金镀层的表面层叠有含有ZnO的表面皮膜层。
（5）根据上述（4）所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，上述表面皮膜层的ZnO的含有量按Zn质量换算是单面0.3～7g/m2。
（6）根据上述（1）或（2）所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，上述钢板由下述化学成分的钢板构成：作为成分以质量%计，含有
C：0.1～0.5%、
Si：0.01～0.7%、
Mn：0.2～2.5%、
Al：0.01～0.5%、
P：0.001～0.1%、
S：0.001～0.1%、以及
N：0.0010%～0.05%，
其余量包含Fe以及不可避免的杂质。
（7）根据上述（6）所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，上述钢板，以质量%计，还含有选自
Cr：大于0.4%且为3%以下、
Mo：0.005～0.5%、
B：0.0001～0.01%、
W：0.01～3%、
V：0.01～2%、
Ti：0.005～0.5%、
Nb：0.01～1%
Ni：0.01～5%、
Cu：0.1～3%、
Sn：0.005%～0.1%、
Sb：0.005%～0.1%
之中的1种或2种以上的成分。
（8）一种热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，是制造热压成形的高强度部件用镀Al钢板的方法，包括：
将钢热轧制，其后冷轧制得到的冷轧钢板在热浸镀生产线上加热到670～760℃的退火温度，在还原炉中保持60秒以下，实施其后的镀Al，来制造镀Al钢板的工序；
将上述镀Al钢板以轧制率为0.5～2%的方式调质轧制的工序；
将上述调质轧制了的镀Al钢板以3～200℃/秒的升温速度升温，在由下式表示的拉森-米勒参数LMP＝20000～23000的条件下热压成形的工序，LMP＝T（20+logt），上述式中，T：钢板的加热温度（绝对温度K），t：达到目标温度后的加热炉内的保持时间（小时）；以及，
在热压后，以20～500℃/秒的冷却速度在金属模中淬火的工序，
所述钢含有下述化学成分：以质量%计，含有
C：0.1～0.5%、
Si：0.01～0.7%、
Mn：0.2～2.5%、
Al：0.01～0.5%、
P：0.001～0.1%、
S：0.001～0.1%、以及
N：0.0010%～0.05%，
其余量包含Fe以及不可避免的杂质。
（9）根据上述（8）所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，上述钢，以质量%计，还含有选自
Cr：大于0.4%且为3%以下、
Mo：0.005～0.5%、
B：0.0001～0.01%、
W：0.01～3%、
V：0.01～2%、
Ti：0.005～0.5%、
Nb：0.01～1%
Ni：0.01～5%、
Cu：0.1～3%、
Sn：0.005%～0.1%、
Sb：0.005%～0.1%
之中的1种或2种以上的成分。
（10）根据上述（8）或（9）所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，上述热压成形的工序中的升温速度为4～200℃/秒。
（11）根据（8）～（10）的任一项所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，在制造上述镀Al钢板的工序中，用于实施镀Al的镀浴含有7～15%的量的Si，浴温或向浴侵入的板温度的任一方为650℃以下。
根据本发明，能够使热压成形时镀Al钢板的镀层（合金层）中发生的裂纹不在镀层的晶界扩展而使其停止。因此，裂纹不会到达到热压成形的高强度部件的表面，能够使热压成形的高强度部件的涂装后耐蚀性提高。另外，在本发明中，使镀Al钢板的镀层的表面进一步层叠含有ZnO的润滑性表面皮膜层，进行热压而制成为成形部件。由此，能够提高热压时的可加工性，并且能够抑制裂纹发生，因此能够使生产率提高。
此外，通过降低镀层厚度的偏差，能够使点焊性稳定。另外，通过使用具有本发明的钢成分的钢板，能够得到具有1000MPa以上的抗拉强度的热压成形的高强度部件。
附图说明
图1是热压成形而成的部件的截面的镀Al层的组织偏光显微镜照片。
图2是Al-Fe-Si三元状态图（650℃等温面）。
图3（a）～（d）是镀Al层的组织偏光显微镜照片。（a）是镀层厚度为单面40g/m、热压时的升温测度为5℃的情况。（b）是镀层厚度为单面40g/m、热压时的升温测度为20℃的情况。（c）是镀层厚度为单面80g/m、热压时的升温测度为5℃的情况。（d）是镀层厚度为单面80g/m、热压时的升温测度为20℃的情况。另外，（a）是表示用线分法求晶粒的平均切片长度的方法的图。是表示：划与镀层表面平行的线，统计通过该线的晶界的数量，通过测定长度除以晶界的数量来求出平均切片长度的图。（a）中，平均切片长度为12.3μm。
图4是表示镀Al条件以及热压时加热条件对含有40～65%Al的金属间化合物相的平均切片长度的影响的图。横轴是热压时的加热条件的拉森-米勒参数（Larson-Millerparameter,LMP）。
图5是在图3的镀Al层的组织偏光显微镜照片中，描绘晶粒的晶界，从而明确地示出的组织偏光显微镜照片。
图6是表示向镀Al钢板表面的Zn附着量与动摩擦系数的关系的图。
具体实施方式
本发明的热压成形的部件，是使用在钢板表面施加了镀Al层的镀Al钢板，通过加热处理将镀Al层直到表面进行合金化处理，通过热压成形制成高强度部件。
对于本发明中使用的热压构件用镀Al钢板的实施镀Al的方法，没有特别限定。例如，可以使用以热浸镀法为首的电镀法、真空蒸镀法、包覆（clad）法等，但现在在工业上最普及的镀覆法是热浸镀法，优选该方法。通常，对于钢板的镀Al而言，Al镀浴可使用含有7～15质量%Si的Al镀浴，但Si也可以不一定含有。Si具有在镀覆时抑制镀Al层的合金层生长的作用。如果限于热压用途，则抑制合金层生长的必然性小，但在热浸镀法中，由于用1个浴制造各种的用途的制品，而在要求镀Al层的可加工性的用途中需要抑制合金层生长，因此通常含有Si。在本发明中，镀Al层合金化前的镀Al层中含有的Si量，如后所述，是支配Al-Fe合金的平均切片长度的因子。在本发明中，优选使Al镀浴含有7～15%的Si。通过在热压时将镀Al层加热、合金化，Fe从钢板基体向镀层中扩散，Al-Fe中的Si浓度比热压前的镀Al层中低。若Al镀浴含有7～15%的Si，则热压后的Al-Fe合金层含有2～7%的Si。
本发明的热压成形的高强度部件的钢板，通过热压时的退火，表面的镀Al层被合金化，具有Al-Fe合金层。该Al-Fe合金层的厚度的平均值为10～50μm。如果该Al-Fe合金层的厚度为10μm以上，则在加热工序后，作为急速加热热压构件用镀Al钢板能够确保充分的涂装后耐蚀性，因此优选。厚度越大，耐蚀性上越有优势地作用，但另一方面，Fe-Al合金层的厚度越大，热压成形时表层越容易脱落，厚度的平均值的上限设定为50μm以下。
另外，热压成形的高强度部件的Al-Fe合金层的厚度的偏差影响到点焊性的稳定性。根据本发明人等的研究，Al-Fe合金层的厚度影响到喷溅发生电流值，有厚度的偏差越小，喷溅发生电流越降低的倾向。因此，Al-Fe合金层的厚度的偏差越大，喷溅发生电流值越容易偏差，作为结果，合适焊接电流的范围变小。因此可知，需要适当控制Al-Fe合金层的厚度的偏差，需要使Al-Fe合金镀层的厚度的标准偏差相对于厚度的平均值的比（厚度的标准偏差/厚度的平均值）为0.15以下。更优选为0.1以下。这样，就能够得到稳定的点焊性。
热压成形的高强度部件的Al-Fe合金镀层的厚度的测定以及厚度的标准偏差的算出，按以下的步骤进行。首先，将钢热轧制，其后冷轧制，将在热浸镀生产线上镀Al了的钢板的整个宽度加热、淬火。其后在距宽度方向的两边缘50mm的位置、宽度中央、距两边缘50mm的位置与中央的中间位置共计5个部位制取20×30mm的试样。切断试样，对截面进行显微镜检查，测定表背的厚度。在试样截面上，测定任意的10个点的厚度，算出厚度的平均值和厚度的标准偏差。在此时的厚度的测定中，截面研磨后，用2～3%硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，使Al-Fe合金层与钢板的界面明确，测定了合金镀层的厚度。
热压前的镀Al钢板的镀Al层，含有Si的情况下，从表层开始依次包含Al-Si层、Fe-Al-Si层这2层。该Al-Si层若在热压工序中被加热到900℃左右，则引起来自钢板中的Fe的扩散，镀层整体向Al-Fe化合物的层变化，并且Al-Fe化合物中部分性地含有Si的层也生成。
在热压前，将镀Al钢板加热，将镀Al层合金化的情况下，Fe-Al合金层一般大多为5层结构。这5层，从镀覆钢板表层起依次地，第1层、第3层以Fe2Al5、FeAl2为主成分，其层中的Al浓度为约50质量%。第2层中的Al浓度为约30质量%。第4层、第5层可分别判断为与FeAl、αFe对应的层。第4层、第5层中的Al浓度分别为具有15～30质量%、1～15质量%的范围的组成。关于其余量，任一层都是Fe以及Si。这些各合金层的耐蚀性，大致依赖于Al含有量，Al含有量越高，耐蚀性越优异。因此，第1层、第3层的耐蚀性最优异。再者，第5层的下部是钢板基体，为以马氏体为主体的淬火组织。另外，第2层是不能由Fe-Al二元系状态图说明的含有Si的层，其详细的组成并不明确。本发明人等推定为Fe2Al5和Fe-Al-Si化合物微细地相混合那样的相。
在对这样的镀Al钢板进行了急速加热热压的情况下，所得到的Al-Fe合金层的结构虽取决于热压时的加热条件，但未显示上述那样的明确的5层结构。可以认为这是由于，因为是急速加热，所以Fe向镀层的扩散量少的缘故。
Al-Fe合金层，是钢板基体中的Fe向镀Al层中扩散而形成的，因此具有：在镀Al层的钢板侧，Fe浓度高，Al浓度低，并且，朝向镀层的表面侧，Fe浓度降低，Al浓度变高的浓度分布。
观察热压成形了的部件的镀Al层，由于Al-Fe合金相为硬质且脆，因此热压成形的部件的镀层中产生了裂纹。图1是热压成形的部件的截面的镀Al层组织的偏光显微镜照片。如图1所示可知，大的裂纹贯穿晶粒到达母材，但小的裂纹在晶界停止(带箭头的裂纹)。
于是，本发明人等着眼于裂纹在晶界停止的现象，对于镀Al层中发生的裂纹的扩展停止进行了刻苦研究。其结果发现：在钢的表面形成的以Al-Fe为主的多种的金属间化合物层的晶粒之中，通过将其中的含有40～65%Al的金属间化合物层的晶粒的平均切片长度控制在3～20μm的范围，能够使镀Al层中发生的裂纹的扩展停止。如以下所说明，在此所说的平均切片长度意指在与钢板面平行的方向测量出的长度。在此，已合金化的镀Al层，当然以Al和Fe为主成分，但由于Al中也含有Si，因此以Al-Fe为主并含有少量的Al-Fe-Si。
对于影响到含有40～65%Al的相的平均切片长度的支配因子进行了研究，对于含有40～65%Al的相的平均切片长度，镀层厚度、热经历(升温速度、保持时间)、镀Al条件（Si量、浴温、侵入板温）等的热压成形的高强度部件的制造条件的影响较大，具体而言，镀Al后的合金层的种类的影响特别大。热经历的控制能够使用以下说明的拉森-米勒参数（LMP）。
为了使合金化后的含有40～65%Al的相的平均切片长度细为3～20μm，优选生成β-AlFeSi作为镀Al时的初始的合金层。β-AlFeSi据说是具有单斜晶（Monoclinic）的结晶结构的化合物，具有Al5FeSi的组成。进而为了生成β-AlFeSi作为镀Al后的合金层，使浴中的Si量为7～15%、浴温为650℃以下，或者浴温设为650～680℃并且侵入板温设为650℃以下是有效的。这是因为在该区域的Si浓度、温度下β-AlFeSi成为稳定相的缘故。
在生成β-AlFeSi来作为镀Al后的合金层时，含有40～65%Al的相的平均切片长度变小的理由可以从图2所示的Al-Fe-Si三元状态图推测。含有40～65%Al的相认为是以Fe2Al5为主的相。在镀Al层中生成的合金层中的化合物的相，是与Al-Si的液相平衡的相，可有α相、β相、FeAl3相这3种。例如在生成了FeAl3相的情况下，若Fe向该化合物中扩散，则认为FeAl3相转变为Fe2Al5相。与此相对，为了从β相转变为Fe2Al5相，必须如β相→α相→FeAl3相→Fe2Al5相那样经过很多的相变。通过经过相变，再度生成晶粒，因此存在经过越多的相变，则平均切片长度越小的倾向。即，相比于FeAl3相以α相为起始化合物时，相比于α相以β相为起始化合物时，平均切片长度变小。
合金镀层中的平均切片长度的测定方法，是将热压成形的部件的任意的截面研磨后，用2～3vol%的硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，进行显微镜观察。观察采用偏光显微镜进行，调整偏光角使得晶粒的对比度最清晰。此时，相比于看上去连续地对比度较浓的化合物的层，表层侧的看上去对比度较淡的化合物的层是Al：40～65%的相。该相是具有使裂纹的扩展停止的特性的相，是对涂装后耐蚀性、镀层的可加工性给予影响的相。如图3（a）～（b）所示，特别是镀层厚度薄（单面40g/m2）时，因对比度浓的相的影响，Al：40～65%的相的平均切片长度难以测定。因此，在本说明书中，将合金镀层中的晶粒的平均切片长度定义为在与钢板面平行的方向测定出的平均切片长度。平均切片长度用线分法求得。如图3（a）所示，在镀层中划与钢板面平行的线，统计该线通过的晶界的数量，通过测定长度除以晶界的数量来求出平均切片长度。也能够由该平均切片长度计算粒径，但为了计算粒径，需要粒的形状已知。对于钢板，晶粒可假定为球状，但对于本发明那样的在表面生成的金属间化合物，晶粒的形状不明确，因此不是使用粒径，而是使用了平均切片长度。
再者，在实际的测定中，图3（a）～（d）的偏光显微镜照片中，晶界不明确，因此如图5（a）、（b）所示，对于图3的（a）、（c）的偏光显微镜照片，描绘晶界，使晶界明确而进行了测定。
说明将镀Al层合金化后的含有40～65%Al的相的平均切片长度限定为3～20μm的理由。作为含有Al：40～65%的相的停止裂纹扩展特性，优选粒径小，但热压构件用钢板需要暂时被加热到奥氏体区。因此，该钢板一般被加热到850℃以上，因此在该加热工序中合金化了的镀Al层，晶粒会生长到3μm以上。因此，通常形成为低于3μm的结晶粒径是极为困难的。若平均切片长度超过20μm、粒径变大，则镀Al层的可加工性降低，粉化现象变大。而且，含有Al：40～65%的相的停止裂纹扩展特性未发挥功能，不能够使裂纹在晶粒停止。
因此，本发明中，将含有Al：40～65%的相的平均切片长度限定为3～20μm，优选为5～17μm。
接着，对于镀Al条件、热压时加热条件对平均切片长度造成的影响进行叙述。
图4是表示镀Al条件以及热压时的加热条件对平均切片长度的影响的图。图4的横轴为热压时的加热条件的拉森-米勒参数（Larson-Millerparameter,LMP）。
拉森-米勒参数（LMP）用LMP＝T（20+logt）表示。
上述式中，T：绝对温度（K），t：时间（小时）。
在此，T为钢板的加热温度，t为达到目标温度后的加热炉内的保持时间。LMP是一般地在热处理、蠕变等的温度和时间产生影响的事项中，为了将温度和时间统一性地对待而使用的指标。即使对于晶粒的生长也能够使用该参数。在本发明中，LMP是将温度和时间对晶粒的平均切片长度的影响归一的参数，能够只用该参数记述热压时的热处理条件。
图4中记载的说明记号的A、B表示镀Al条件。A意指7%Si浴、浴温660℃，B意指11%Si浴、浴温640℃。这分别是在镀Al时生成α-AlFeSi相、β-AlFeSi相的代表性的条件。另外，「5℃/s」以及「50℃/s」意指热压时的升温速度。5℃/s对应于通常的炉加热，50℃/s对应于红外线加热、通电加热等的急速加热。在此，「升温速度」意指从升温开始到达到比目标温度低10℃的温度的平均升温速度。比较镀Al条件A和B，条件A即在镀Al时生成α-AlFeSi相的一方，与条件B相比，显示出平均切片长度变大的倾向。作为热压时的加热条件范围，可知需要限制在更狭窄的范围（LMP＝20000～23000）。LMP低于20000时，Al-Si镀层和钢板的扩散不充分，残存未合金化的Al-Si层，因此不优选。另外，在图4的镀覆条件A下，比较升温速度5℃/秒和50℃/秒的情况，即使是这样的狭窄的范围，若增大热压下的升温速度，则显示出组织更微细化。升温速度优选为4～200℃/秒（s）的范围。升温速度比4℃/秒慢时，意味着加热工序花费时间，意味着热压的生产率降低，另外，比200℃/秒快时，钢板内的温度分布的控制变得困难，因此都不优选。通过将这些镀Al条件、热压条件合适化，能够使平均切片长度成为3～20μm。
如以上所述，通过在钢的表面形成的以Al-Fe为主的金属间化合物层之中的含有Al：40～65%的相的晶粒的平均切片长度设为3～20μm，能够使热压所致的镀层中发生的裂纹的扩展在镀层内停止。由此，能够抑制由镀层的裂纹所引起的钢板母材的腐蚀，能够得到涂装后耐蚀性优异的高强度汽车部件等的热压成形的部件。
本发明的热压成形的高强度部件，在以Al-Fe为主的合金镀层的表面可进一步具有含有ZnO的表面皮膜层。
本发明的热压成形的高强度部件，热压时在钢板表面的镀层中形成极为硬质的Al-Fe金属间化合物。因此，存在下述问题：在热压成形的压制加工时，因与金属模的接触，在成形部件的表面形成加工伤，该加工伤成为镀层产生裂纹的原因。本发明人等发现，通过在镀Al层的表面形成具有优异的润滑性的表面皮膜，能够抑制成形部件的加工伤以及镀层的裂纹发生，能够提高热压成形中的成形性以及成形部件的耐蚀性。
本发明人等对于适合于热压成形的具有润滑性的表面皮膜进行刻苦研究的结果发现，通过在镀Al层的表面层叠含有ZnO（氧化锌）的润滑性表面皮膜层，能够有效地防止成形部件表面的加工伤以及镀层的裂纹发生。
ZnO，在镀Al钢板的单面侧的表面皮膜层中按Zn质量换算含有0.3～7g/m2。更优选为0.5～4g/m2。在ZnO的含有量按Zn质量换算为0.1g/m2以上的情况下，能够有效发挥润滑提高效果和偏差防止效果（镀Al层厚度的均匀化效果）等。另一方面，在ZnO的含有量按Zn质量换算超过7g/m2的情况下，镀Al层以及表面皮膜层的合计厚度过于变厚，焊接性和涂料密着性降低。
图6是表示向镀Al钢板表面的Zn附着量与动摩擦系数的关系的图。使表面皮膜层中的ZnO的含有量变动，进行了热压成形时的润滑性的评价。该润滑性的评价通过以下的试验进行。首先，对将具有ZnO皮膜层的镀Al钢板的各供试材（150×200mm）加热到900℃后冷却到700℃的各供试材，通过钢球从上方施加载荷，然后，使该钢球在供试材上滑动地进行了拉拔。此时，通过测力传感器测定拉拔载荷，将拉拔载荷/按压载荷的比作为动摩擦系数。其结果示于图6。动摩擦系数小于0.65时可评价为良好。判明在按Zn附着量计大致为0.7g/m2以上的区域，动摩擦系数被有效果地抑制为较低，使热态润滑性提高。
含有ZnO的表面皮膜层的形成，例如，涂布含有ZnO的涂料，通过涂布后的烘烤以及干燥进行硬化处理，由此能够在镀Al层上形成。作为ZnO涂料的涂布方法，例如，可举出混合规定的有机性的粘合剂（binder）和ZnO粉末的分散物，涂布于镀Al层的表面的方法、粉体涂装的涂布方法等。作为涂布后的烘烤以及干燥方法，例如，可举出热风炉、感应加热炉、近红外线炉等的方法或采用它们的组合的方法等。此时，也可以根据涂布所使用的粘合剂的种类，代替涂布后的烘烤以及干燥，利用例如紫外线或电子束等来进行硬化处理。作为规定的有机性粘合剂，例如，可举出聚氨酯树脂、聚酯树脂等。但是，ZnO的表面皮膜层形成方法并不限于这些例子，可采用各种的方法来形成。
这样的含有ZnO的表面皮膜层能够提高热压成形时的镀Al钢板的润滑性，因此能够抑制所成形的部件表面的镀层的加工伤以及镀层的裂纹发生。
ZnO的熔点约为1975℃，比镀Al层（铝的熔点约为660℃）等高。因此，将镀覆钢板采用热压方法加工的情况等，即使将钢板加热到例如800℃以上，该含有ZnO的表面皮膜层也不熔融。因此，即便因镀Al钢板的加热，镀Al层熔融，也能维持由ZnO表面皮膜层覆盖镀Al层的状态，因此能够防止熔融的镀Al层的厚度不均匀地偏斜。再者，热压成形的高强度部件的镀Al层的厚度的偏斜，例如，在利用坯件相对于重力方向成为纵向那样的炉进行加热的情况、通过通电加热、感应加热进行加热的情况等容易发生。但是，该表面皮膜层也能够防止这些进行了加热的情况的镀Al层的厚度的偏斜，也能够更厚地形成镀Al层。
这样，ZnO表面皮膜层发挥使润滑性提高，并且，使镀Al层的厚度均匀化等的效果，由此能够提高热压的压制加工时的成形性以及压制加工后的耐蚀性。
另外，由于能够将镀Al层的厚度均匀化，因此能够通过能提高升温速度的通电加热、感应加热来进行急速加热，对使含有Al：40～65质量%的金属间化合物相的晶粒的平均切片长度为3～20μm是有效的。
进而，该ZnO表面皮膜层也不会降低点焊性、涂料密着性、涂装后耐蚀性等的性能。涂装后耐蚀性通过给予表面皮膜层而得到进一步改善。
接着，本发明人等对于用于得到兼备优异的耐蚀性和优异的生产率的急速加热热压构件用镀Al钢板的钢板的成分组成进行了刻苦研究。其结果，由于热压是同时进行金属模的压制和淬火的，因此作为热压构件用镀Al钢板，从通过含有容易被淬火的成分，在热压成形后形成为具有1000MPa以上的高强度的热压成形的部件的观点出发，得到了以下说明的钢板的成分。
以下，对限定本发明中的钢板成分的理由进行说明。再者，关于成分的%意指质量%。
（C：0.1～0.5%）
本发明是提供在成型后具有1000MPa以上的高强度的热压成形的部件的发明，为了具有高强度，要求在热压后急冷，使相变成以马氏体为主体的组织。从淬火性提高的观点出发，C量至少需要0.1%。另一方面，若C量过多，则钢板的韧性的降低变得显著，因此可加工性降低。因此C量优选为0.5%以下。
（Si：0.01～0.7%）
Si具有促进镀层中的Al与Fe间的反应，提高镀Al钢板的耐热性的效果。但是，Si在冷轧制了的钢板的再结晶退火中在钢板表面形成稳定的氧化皮膜，因此也是损害镀Al层的特性的元素。从该观点出发，Si量的上限设定为0.7%。但是，若Si量低于0.01%，则疲劳特性差，因此不优选。因此Si量为0.01～0.7%。
（Mn：0.2～2.5%）
Mn作为提高钢板的淬火性的元素为人所知。另外，也是防止由不可避免地混入的S引起的热脆性所必需的元素。从该理由出发，需要添加0.2%以上。另外，Mn也提高镀Al后的钢板的耐热性。但是，若超过2.5%地添加Mn，则淬火后的热压成形的部件的冲击特性降低，因此将2.5%作为上限。
（Al：0.01～0.5%）
Al作为脱氧元素很合适，因此可以含有0.01%以上。但是，若大量含有，则形成粗大的氧化物，损害钢板的机械性质，因此Al量的上限设定为0.5%。
（P：0.001～0.1%）
P是不可避免地在钢板中含有的杂质元素。但是，P是固溶强化元素，能够比较廉价地提高钢板的强度，因此P量的下限设定为0.001%。但是，若添加量随便地增加，则呈现使高强度材的韧性降低等的不良影响，因此P量的上限设定为0.1%。
（S：0.001～0.1%）
S是不可避免地含有的元素。作为MnS成为钢中的夹杂物，若MnS多，则MnS成为破坏的起点，损害延展性、韧性，成为可加工性劣化的主要原因。因此，S量越低越优选。S量的上限设定为0.1%以下，从制造成本出发不希望使S量降低到必要以上，因此将下限设定为0.001%。
（N：0.0010%～0.05%）
N容易与Ti、B结合，需要进行控制以使得不减少这些元素的目标效果。若N量为0.05%以下则可以容许。优选的N量为0.01%以下。另一方面，超出必要地降低会对炼钢工序造成巨大的负荷，因此以0.0010%作为N量的下限目标即可。
接着，对于钢中可以选择性地含有的成分进行说明。
（Cr：大于0.4%且为3%以下）
Cr也是一般地提高淬火性的元素，可与Mn同样地使用，但对钢板应用镀Al层时也有别的效果。如果存在Cr，则例如在应用镀Al层后进行箱式退火使镀Al层合金化的情况下，变得容易进行镀层和钢板母材的合金化。将镀Al钢板箱式退火时，在镀Al层内生成AlN。AlN抑制镀Al层的合金化，发生镀层剥离，但通过添加Cr，AlN难以生成，镀Al层的合金化变得容易。为了得到这些效果，Cr量超过0.4%，但是，即使将Cr量添加超过3%效果也饱和，并且成本也上升，此外使Al镀敷特性降低，因此Cr量的上限为3%。
（Mo：0.005～0.5%）
Mo也与Cr同样，具有在进行镀Al层的箱式退火时，抑制在镀层和钢板母材的界面生成的成为镀层剥离的原因的AlN的生成的效果。另外，从钢板的淬火性的观点来看是有用的元素。为了得到这些效果，Mo量需要为0.005%。但是，即使添加超过0.5%效果也饱和，因此Mo量的上限为0.5%。
（B：0.0001～0.01%）
B也是从钢板的淬火性的观点来看有用的元素，需要0.0001%以上的添加。但是，即使将B量添加超过0.01%效果也饱和，并且产生铸造缺陷和/或热轧制时的钢板的开裂等使制造性降低，由此B量的上限为0.01%。优选的B量为0.0003～0.005%。
（W：0.01～3%）
W是从钢板的淬火性的观点来看有用的元素，在0.01%以上发挥效果。但是，即使添加超过3%效果也饱和，并且成本也上升，因此W量的上限为3%。
（V：0.01～2%）
V与W同样，是从钢板的淬火性的观点来看有用的元素，以0.01%以上的V量发挥效果。但是，即使将V量添加超过2%效果也饱和，并且成本也上升，因此V量的上限为2%。
（Ti：0.005～0.5%）
Ti从N固定的观点来看可以添加。以质量%计，需要将Ti添加N量的约3.4倍，但即使N降低也为10ppm左右，因此将Ti量的下限设为0.005%。另外，即使过剩地添加Ti也使钢板的淬火性降低，并且强度也降低，因此Ti量的上限为0.5%。
（Nb：0.01～1%）
Nb与Ti同样从N固定的观点来看可以添加。以质量%计，需要将Nb添加N量的约6.6倍，但即使N降低也为10ppm左右，因此将Nb量的下限设为0.01%。另外，即使过剩地添加Nb也使钢板的淬火性降低，并且强度也降低，因此Nb量的上限为1%，优选为0.5%。
另外，作为钢板中的成分，此外即使含有Ni、Cu、Sn、Sb等也不损害本发明的效果。Ni除了钢板的淬火性以外，从带来耐冲击特性改善的低温韧性的观点来看也是有用的元素，以0.01%以上的Ni量发挥效果。但是，即使将Ni量添加超过5%效果也饱和，并且成本也上升，因此可以在0.01～5%的范围添加Ni量。Cu也是除了钢板的淬火性以外，在韧性的观点上有用的元素，以0.1%以上的Cu量发挥效果。但是，即使将Cu量添加超过3%效果也饱和，并且不仅使成本上升，还产生铸片性状的劣化和热轧制时的钢板的开裂或损伤，因此可以在0.01～3%的范围添加Cu量。此外，Sn、Sb全都是对使对于钢板的润湿性和密着性提高有效的元素，可以以0.005%～0.1%的量添加。任一个在低于0.005%的量时都确认不到效果，如果添加超过0.1%则容易发生制造时的损伤，并且引起韧性的降低，因此Sn量、Sb量的上限为0.1%。
另外，对于其他的成分不特别规定，但有时Zr、As等的元素从废铁混入，只要为通常的范围就不对本发明中使用的钢的特性产生影响。
接着，对于热压成形的高强度部件的制造方法进行说明。
本发明中使用的热压构件用镀Al钢板，将钢热轧制，其后冷轧制得到的冷轧钢板，将热浸镀生产线中的退火温度设为670～760℃、还原炉内的在炉时间设为60秒以下，对钢板施加含有Si：7～15%的镀Al层，由此制造。镀Al后的表皮压下率设为0.1～0.5%是有效的。
热浸镀生产线的退火温度影响到钢板形状，提高退火温度时容易发生钢板的C方向的翘曲。其结果，镀Al时钢板的宽度方向的中央部和边缘附近的镀层附着量差异容易变大。从该观点来看优选退火温度为760℃以下。另外退火温度过低时向Al镀浴侵入的板温度过于下降容易出现粘渣（dross）缺陷，因此退火温度的下限为670℃。
还原炉的在炉时间影响到Al镀层特性。Si、Cr、Al等的比Fe容易氧化的元素在还原炉中，在钢板表面氧化，容易阻碍Al镀浴和钢板的反应。特别是如果还原炉内在炉时间长，则该影响变得显著，因此在炉时间优选为60秒以下。再者，在炉时间的下限不特别限定但优选为30秒以上。
镀Al后出于形状调整等的目的实施表皮轧制，此时的压下率影响到其后的热压时的镀Al层的合金化。通过压下钢板、镀层共同导入应变，考虑该影响。压下率高时有热压后的合金层的结晶粒径变小的倾向，另一方面，在生成了的合金层中产生裂纹因此不优选压下率过低。因此压下率优选为0.1～0.5%。
另外，也可以利用镀Al后的箱式退火使镀Al层合金化。此时为进行合金化，优选在钢中含有Cr、Mo等。箱式退火设为例如在650℃进行10小时左右。
如上述那样得到的镀Al钢板，可以在其后的热压工序中以50℃/秒以上的升温速度快速加热。另外，快速加热，对Al-Fe合金层中的含有40～65%Al的相的晶粒的平均切片长度为3～20μm是有效的。对于加热方式没有特别限定，可以使用通常的炉加热、利用辐射热的近红外线方式的加热方式。另外，也可以使用能够进行升温速度50℃/秒以上的快速加热的通电加热或高频感应加热等的利用电的加热方式。
升温速度的上限不特别规定，但在使用上述的通电加热或高频感应加热等的加热方式的情况下，在其装置性能上，300℃/秒左右成为上限。
另外，在该加热工序中，优选将最高到达板温设为850℃以上。因为将最高到达板温设为850℃以上，会将钢板加热到奥氏体区，并且使镀Al层的合金化充分地进行到表面。
接着，将处于被加热的状态的镀Al钢板在上下一对的成形金属模间热压成形为规定形状。成形后在压制下死点进行数秒间的静止保持，由此通过与成形金属模的接触冷却来进行淬火，得到本发明的热压成形的高强度部件。
热压后的成形部件，经过焊接、化学转化处理、电沉积涂装等成为最终制品。
通常，大多使用阳离子电沉积涂装，其膜厚为1～30μm左右。也有时在电沉积涂装之后实施中涂、上涂等的涂装。
实施例
以下用实施例更具体说明本发明。
（实施例1）
将经过了通常的热轧工序以及冷轧工序的、表1所示那样的钢成分的冷轧钢板（板厚1.4mm）作为材料，进行了含有Si的热浸镀Al。热浸镀Al是使用无氧化炉-还原炉类型的生产线，在镀后采用气体摩擦法将镀层附着量调节为两面合计为160g/m2，其后冷却。作为此时的镀浴组成，是（A）：Al-7%Si-2%Fe、浴温660℃，以及（B）：Al-11%Si-2%Fe、浴温640℃。该镀浴条件分别相当于图4的镀Al条件A、B。要留意的是浴中的Fe是从浴中的镀覆设备、带钢供给的不可避免的物质。另外，退火温度为720℃、还原炉内在炉时间为45秒。镀Al钢板的外观大致没有不镀等，为良好。
评价了这样作成的试样的涂装后耐蚀性。热压成形使用通常的炉加热手段，镀Al钢板的升温速度设为约5℃/秒。在大气中加热250×300mm大小的试样，升温约3分，其后保持约1分后脱炉，在大气中冷却到约700℃的温度，成型为帽（hat）形状，进行了金属模冷却。此时的冷却速度为约200℃/秒。如表2所示，将试样的加热温度进行各种改变，控制了合金化后的镀Al层组织。
将帽成形品的纵壁部切取成50×100mm，评价了涂装后耐蚀性。使用パーカライジング（株）制化学转换处理液PB-SX35实施化学转换处理，其后将日本ペイント（株）制的阳离子电沉积涂料パワーニクス110涂装到变为约20μm厚。其后用刀具在该涂膜形成横切线（crosscut），进行180次循环（60天）的社团法人汽车技术会规定的复合腐蚀试验（JASOM610-92），测定了从横切线的膨胀宽度（单侧最大膨胀宽度）。此时一般的防锈钢板GA（合金化热浸镀锌钢板）（附着量为单面45g/m2）的膨胀宽度为5mm。
作为涂装后耐蚀性的评价，◎：膨胀宽度4mm以下、○：膨胀宽度大于4mm且为6mm以下、×：膨胀宽度大于6mm。
关于点焊性的评价，需要采用平板进行，因此使用了400×500mm的平板形状的金属模。使用通常的炉加热手段，将400×500mm的镀Al钢板以升温速度约5℃/秒在大气中进行加热，升温约3分，其后保持约1分后脱炉，在大气中冷却到约700℃的温度，其后在金属模中淬火。切掉在热浸镀生产线镀Al了的镀Al钢板的宽度方向的两边缘30mm，除此以外全部用于试验。热压后淬火后，切取30×50mm的焊接试样，以加压力500kgf、通电10次循环（60Hz）计测了合适焊接电流范围。此时的下限电流设为4t1/2（t为板厚）、上限电流设为喷溅发生的电流，将上限电流值-下限电流值作为合适焊接电流范围。
作为点焊性的评价，○：合适焊接电流范围大于2kA，×：合适焊接电流范围为2kA以下。
另外，经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后对试样进行截面显微镜观测，对于镀层厚度，求出厚度的平均值、厚度的标准偏差（镀层厚度的偏差）、厚度的标准偏差相对于厚度的平均值的比（标准偏差/平均）。然后，观察合金层组织，测定了含有40～65质量%Al的相的晶粒的平均切片长度。此时，试样从在帽成形品中变形少的凸缘部切取。
再者，镀层厚度的平均值以及镀层厚度的标准偏差，在距钢板宽度方向的两边缘50mm的位置、中央、距两边缘50mm的位置与中央的中间位置的合计5个部位制取20×30mm的试样。切断试样，进行截面显微镜观测，算出表背的厚度，测定10个点的厚度，算出厚度的平均值和标准偏差。
镀Al条件、热压条件、平均切片长度、厚度的平均值、涂装后耐蚀性、焊接性的评价结果记载于表2。
另外，同时用维氏硬度计（载荷1kgf）测定了截面硬度，在测定的所有的部位得到了硬度420以上的值。
表1
如表2的评价结果所示，将镀Al条件A、B的试样都在相同的条件下热压，得到的合金层组织（平均切片长度）可确认出不同。平均切片长度大的试样，相对地涂装后耐蚀性降低。其原因推定是起因于镀层裂纹。
即，本发明例，都是涂装后耐蚀性以及点焊性优异的例子，但平均切片长度不满足本发明的要件的比较例（序号4、5、10），涂装后耐蚀性差。
试样以A的条件镀Al的试样，进行急速加热，在平板的金属模中淬火。加热方法使用近红外线加热炉，此时的升温速度为50℃/秒。使到达板温和保持条件也变化，观察了此时的镀层组织。其结果和表2的结果汇总为图4。显示出平均切片长度依赖于镀覆条件、加热条件。
（实施例2）
使用下述表3所示的各种的钢成分（A～I）的冷轧钢板（板厚1～2mm），与实施例1同样地镀Al。在该例中，变更了此时的退火温度、还原炉内时间。Al镀浴组成，以质量%计，含有Si：9%、Fe：2%。浴温为660℃，将镀后附着量用气体摩擦法调整为两面合计160g/m2。
其后使用与实施例1同样的方法，热压时的加热温度设为950℃，进行了淬火。其后，评价了涂装后耐蚀性、点焊性。评价方法与实施例1相同。维氏硬度全部达到420以上。
实施例2中，改变了使用的钢的成分、板厚、Al镀浴组成。如表4的评价结果所示，可确认出下述倾向：板厚变大时，镀层厚度的标准偏差变大，另外，退火温度变高时，镀层厚度的标准偏差变大。若标准偏差大，则合适焊接电流范围狭窄，在点焊中容易发生喷溅。另外，钢成分G那样的Si高的成分系，若还原炉内的在炉时间长（65秒），则可确认出不镀的发生，涂装后耐蚀性降低。
即，如表4的评价结果所示，本发明例都是涂装后耐蚀性以及点焊性优异的例子，但厚度的标准偏差相对于厚度的平均值的比（标准偏差/平均）大于0.15的比较例（No.4），点焊性差，另外，还原炉时间长、且标准偏差/平均大于0.15的比较例（No.10），涂装后耐蚀性以及点焊性两方都差。（实施例3）
使用实施例2的表4的序号2和序号5的镀Al钢板，通过箱式退火使镀Al层合金化。此时序号2对应于钢成分A、序号5对应于钢成分B，它们在钢中Cr量上存在差异。此时序号2(钢成分A)在箱式退火时，在镀Al层与钢板的界面附近生成AlN，不能实现镀Al层的充分的合金化。序号5(钢成分B)实现了合金化。使用序号5，其后使用通电加热手段，以升温速度200℃/秒升温到950℃，不保持而进行了淬火。在箱式退火中镀Al层合金化了，因此通电加热后Al-Fe合金层的膜厚也一定。用与实施例1同样的方法评价了涂装后耐蚀性以及点焊性，涂装后耐蚀性为◎、点焊性为相当于○的评价，显示出良好的特性。维氏硬度也显示482。
（实施例4）
使用实施例1的表1的钢，以实施例1的镀Al条件B实施了镀Al。将此时的镀层附着量调整为两面合计80～160g/m2。进而，在镀Al后，用辊涂机涂布ZnO微细分散水溶液（シーアイ化成(株)制ナノテックスラリー）和氨基甲酸乙酯系水溶性树脂的混合液，在80℃干燥。此时的ZnO皮膜的附着量按Zn换算为0.5～3g/m2。将该试样热压而进行了淬火处理。
作为此时的热压条件，除了实施例1所示的炉加热以外，还使用了红外线加热炉。保持时间，炉加热为60秒，红外线加热也为60秒。再者，红外线加热中的升温速度为约19℃/秒。将这样作成的试样采用与实施例1同样的方法评价。此时的评价结果示于表5。维氏硬度全部为420以上。
赋予了ZnO皮膜的试样，即使附着量少，也显示了良好的涂装后耐蚀性。另外，点焊性也良好。

Claims (12)

1.一种涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，是热压成形而成的高强度部件，其特征在于，
在钢板的表面具有包含Al-Fe金属间化合物相的合金镀层，
该合金镀层由多种的金属间化合物相构成，
所述多种的金属间化合物相中的含有40～65质量％Al的相的晶粒的平均切片长度为3～20μm，在此所说的平均切片长度，是指在与钢板面平行的方向测量出的长度，
该Al-Fe合金镀层的厚度的平均值为10～50μm，
该Al-Fe合金镀层的厚度的标准偏差相对于厚度平均值的比满足下式：0＜厚度的标准偏差/厚度平均值≤0.15。
2.根据权利要求1所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，所述厚度的标准偏差相对于厚度平均值的比为0.1以下。
3.根据权利要求1或2所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，所述Al-Fe合金镀层以质量％计含有2～7％的Si。
4.根据权利要求1或2所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，在所述Al-Fe合金镀层的表面层叠有含有ZnO的表面皮膜层。
5.根据权利要求4所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，所述表面皮膜层的ZnO的含有量按Zn质量换算是单面0.3～7g/m2。
6.根据权利要求1或2所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，所述钢板由下述化学成分的钢板构成：作为成分以质量％计，含有
C：0.1～0.5％、
Si：0.01～0.7％、
Mn：0.2～2.5％、
Al：0.01～0.5％、
P：0.001～0.1％、
S：0.001～0.1％、以及
N：0.0010％～0.05％，
其余量包含Fe以及不可避免的杂质。
7.根据权利要求6所述的涂装后耐蚀性优异的热压成形的高强度部件，其特征在于，所述钢板，以质量％计，还含有选自
Cr：大于0.4％且为3％以下、
Mo：0.005～0.5％、
B：0.0001～0.01％、
W：0.01～3％、
V：0.01～2％、
Ti：0.005～0.5％、
Nb：0.01～1％
Ni：0.01～5％、
Cu：0.1～3％、
Sn：0.005％～0.1％、
Sb：0.005％～0.1％
之中的1种或2种以上的成分。
8.一种权利要求1所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，是制造热压成形的高强度部件用镀Al钢板的方法，包括：
将钢热轧制，其后冷轧制得到的冷轧钢板在热浸镀生产线上加热到670～760℃的退火温度，在还原炉中保持60秒以下，实施其后的镀Al，浴温设为650～680℃并且侵入板温设为650℃以下，来制造镀Al钢板的工序；
将所述镀Al钢板以轧制率为0.5～2％的方式调质轧制的工序；
将所述调质轧制了的镀Al钢板以3～200℃/秒的升温速度升温，在由下式表示的拉森-米勒参数LMP＝20000～23000的条件下热压成形的工序，LMP＝T(20+logt)，所述式中，T为钢板的加热温度，单位是绝对温度K，t为达到目标温度后的加热炉内的保持时间，单位是小时；以及，
在热压后，以20～500℃/秒的冷却速度在金属模中淬火的工序，
所述钢含有下述化学成分：以质量％计，含有
C：0.1～0.5％、
Si：0.01～0.7％、
Mn：0.2～2.5％、
Al：0.01～0.5％、
P：0.001～0.1％、
S：0.001～0.1％、以及
N：0.0010％～0.05％，
其余量包含Fe以及不可避免的杂质。
9.根据权利要求8所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，所述钢，以质量％计，还含有选自
Cr：大于0.4％且为3％以下、
Mo：0.005～0.5％、
B：0.0001～0.01％、
W：0.01～3％、
V：0.01～2％、
Ti：0.005～0.5％、
Nb：0.01～1％
Ni：0.01～5％、
Cu：0.1～3％、
Sn：0.005％～0.1％、
Sb：0.005％～0.1％
之中的1种或2种以上的成分。
10.根据权利要求8或9所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，在所述热压成形的工序中，加热时的升温速度为4～200℃/秒。
11.根据权利要求8或9所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，在制造所述镀Al钢板的工序中，用于实施镀Al的镀浴含有7～15％的量的Si，浴温或向浴侵入的板温度的任一方为650℃以下。
12.根据权利要求10所述的热压成形的高强度部件用镀Al钢板的制造方法，其特征在于，在制造所述镀Al钢板的工序中，用于实施镀Al的镀浴含有7～15％的量的Si，浴温或向浴侵入的板温度的任一方为650℃以下。
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