CN105189806A - 热冲压用合金化熔融镀锌钢板和钢部件的制造方法 - Google Patents

热冲压用合金化熔融镀锌钢板和钢部件的制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种基体钢板含有Si为0.7％以上，点焊部的接合强度优异，且即使基本不对热冲压工序进行制约，热冲压和涂装后的涂膜密接性优异的热冲压用合金化熔融镀锌钢板。该合金化熔融镀锌钢板的特征在于，是基体钢板以质量％计含有C：0.10～0.5％、Si：0.7～2.5％、Mn：1.5～3％、和Al：0.01～0.5％的合金化熔融镀锌钢板，镀层中的Mn浓度为0.20％以上，且镀覆附着量为75g/m2以下，并且，镀层与基体钢板的界面的氧浓度为0.50％以下。

Description

热冲压用合金化熔融镀锌钢板和钢部件的制造方法
技术领域
本发明涉及热冲压用合金化熔融镀锌钢板和钢部件的制造方法。优选主要是涉及在汽车车体所适用的薄钢板成形品的领域适合使用的热冲压用合金化熔融镀锌钢板，和使用该合金化熔融镀锌钢板的钢部件的制造方法。还有，以下有时将所述钢部件称为“热冲压成形品”或仅称为“部件”的情况。
背景技术
近年来，作为可以兼顾高强度化和复杂的形状的技术，提出有高温下对于钢板(热轧中实施酸洗而得到的热轧酸洗钢板、冷轧钢板、以其作为基体钢板的镀覆钢板)进行冲压而进行制造的热冲压技术。热冲压也称为热成形、热压等，是将上述钢板加热至奥氏体+铁素体的温度域(Ac1相变点)以上的高温，进行冲压加工的方法。根据热冲压法，能够得到既为高强度，又有复杂的形状的汽车用部件。
专利文献1中，作为用于上述热冲压法的钢板，公开有一种热轧酸洗钢板和冷轧钢板。其显示是将该热轧酸洗钢板和冷轧钢板的Si量提高到0.7％以上，由此点焊部的接合强度(也称为“点焊部的焊接强度”。下同)提高。另外在专利文献1中公开，若适当控制Ti和N的关系而使B以固溶的状态存在，则可抑制因Si量的增加造成的热成形性的劣化。
冲压成形而制造汽车用部件时，作为供该冲压成形的钢板，除了使用上述热轧酸洗钢板和冷轧钢板以外，从耐腐蚀性提高的观点，也使用对这些钢板实施了镀覆的镀覆钢板。镀覆钢板主要大致分为锌系镀覆钢板和Al系镀覆钢板，但考虑耐腐蚀性等，通用的是锌系镀覆钢板。
构成上述锌系镀覆钢板的镀层的锌，熔点为419℃，沸点为907℃，在进行热冲压的温度域成为液相或气相。在热冲压工序中，一般在大气中进行加热，因此上述处于液相或气相的状态的活性的锌容易被氧化，在钢板表面容易产生氧化锌(氧化膜)。
汽车用部件，是在热冲压后实施化成处理和电沉积涂装而取得的，但若在热冲压工序中，基体钢板的表面厚厚地形成氧化锌(氧化膜)，则会发生由上述涂装形成的涂膜容易剥落(涂膜密接性降低)这样的问题。
作为避免这一问题的方法，在专利文献2中公开有以下的技术。即，公开有一种在热冲压后的化成处理中，通过形成含有Ti、Zr、Si等的氧化皮膜而使涂膜密接性提高的技术。但是，这样的化成处理与一般的磷酸盐处理不同，因此需要变更处理液等对制造工序加以制约，不为优选。另外专利文献2的技术中，通过使用两个加热炉来进行热冲压工序的加热温度的控制、缩短加热时间，由此控制锌氧化膜的生长。但是，在热冲压工序中通常是使用一台加热炉，而在上述技术中，因为需要两台加热炉，所以招致设备·制造工序的成本增加。另外专利文献2所公开的基体钢板的Si浓度为0.5％以下，存在点焊部得不到高的焊接强度这样的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-169679号公报
专利文献2：日本特开2007-56307号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种将含有Si为0.7％以上的、点焊部的接合强度优异的合金化熔融镀锌钢板用于热冲压时，即使基本上不对热冲压工序进行制约，热冲压和涂装后的涂膜密接性也优异的热冲压用合金化熔融镀锌钢板。此外其目的还在于，提供一种使用了所述合金化熔融镀锌钢板的钢部件的制造方法。
用于解决课题的手段
能够解决上述课题的本发明的热冲压用合金化熔融镀锌钢板的特征在于，是基体钢板以质量％计含有C：0.10～0.5％、Si：0.7～2.5％、Mn：1.5～3％、和Al：0.01～0.5％的合金化熔融镀锌钢板，镀层中的Mn浓度为0.20％以上，且镀覆附着量为75g/m2以下，并且，镀层与基体钢板的界面的氧浓度为0.50％以下。上述镀覆附着量是指每一面的镀覆附着量(下同)。
在本发明的优选的实施方式中，所述基体钢板以质量％计还含有B高于0％并在0.005％以下。
在本发明的优选的实施方式中，所述基体钢板以质量％计还含有Ti高于0％并在0.10％以下。
在本发明的优选的实施方式中，所述基体钢板以质量％计还含有Cr和Mo中的至少一种元素，合计高于0％并在2.5％以下。
在本发明的优选的实施方式中，所述基体钢板以质量％计还含有从Nb、Zr和V所构成的群中选择的一种以上的元素，合计高于0％并在0.1％以下。
在本发明的优选的实施方式中，所述基体钢板以质量％计还含有Cu和Ni中的至少一种元素，合计高于0％并在1％以下。
本发明中，还包括以使用所述合金化熔融镀锌钢板进行热冲压为特征的钢部件的制造方法。
发明效果
根据本发明，能够提供一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板，因为钢中Si浓度为0.7％以上，所以点焊部的接合强度优异，且即使基本上不对热冲压工序进行制约，热冲压和涂装后的涂膜密接性也优异。
附图说明
图1A是表示实施例的表2的实验No.3的辉光放电发射光谱分析(GD-OES，GlowDischarge-OpticalEmissionSpectroscopy)结果的图。
图1B是表示实施例的表2的实验No.9的辉光放电发射光谱分析(GD-OES)结果的图。
具体实施方式
本发明人等，在通过将基体钢板的Si量提高到0.7％以上，从而实现了点焊部的接合强度提高的合金化熔融镀锌钢板中，为了取得热冲压和涂装后的涂膜密接性优异的合金化熔融镀锌钢板而反复研究。其结果发现如下三点非常有效：
(A)提高镀层中的Mn浓度；
(B)将镀覆附着量抑制在一定程度以下；以及
(C)抑制镀层与基体钢板的界面的氧化物(将界面氧浓度抑制在一定程度以下)。以下，对于上述(A)～(C)的要件，包括本发明中想到的原委，在下面进行详述。还有，所述基体钢板是指热轧酸洗钢板或冷轧钢板。下同。
首先本发明人等，在对于热冲压和涂装后的涂膜密接性劣化的原因进行调查时，证实有如下两点原因：
(i)在热冲压工序的加热时，形成于镀层的表面(与大气接触一侧的面)的表层氧化物(指Si、Mn、Fe、Zn等基体钢板中或镀层中的成分的单一氧化物或复合氧化物。下同)，与镀层的密接性低；
(ii)特别是由于上述表层氧化物的生长进行，导致在该表层氧化物(层)与镀层之间发生空隙，该空隙使密接性进一步降低。
因此，对于热冲压工序的加热时抑制表层氧化物的生长，同时提高生成的表层氧化物与镀层的密接性的手段进行了潜心研究。其结果发现，在热冲压工序的加热时，扩散到镀层的与大气接触一侧的表层部(以下称为“镀覆表层部”)的Mn发挥着抑制表层氧化物的生长(即，作为表层氧化物，形成生长速度慢的含Mn氧化物)的效果，并且发挥着使生成的表层氧化物与镀层的密接性提高的效果，从而使涂膜密接性提高。
此外为了使这一作用效果充分显现，需要在热冲压工序的加热时，表层氧化物大量生成、生长之前，使镀覆表层部有Mn存在(到达)。本发明人等发现，作为用于这一目的的具体的手段，如上述(A)，使镀层中预先存在一定以上的Mn。
Mn是基体钢板所含的成分，但为了使基体钢板中的Mn到达镀覆表层部，需要延长加热时间。但是若热冲压工序的加热时间变长，则基体钢板中的Mn在到达镀覆表层部之前，与镀层的密接性低的表层氧化物生成、生长。因此如上所述，有效的是使镀层中预先存在一定以上的Mn，在热冲压工序的加热时，迅速且使大量的Mn扩散到镀覆表层部。
本发明人等还就用于使上述效果显现的镀层中的Mn浓度进行了研究。其结果可知，如果使该Mn浓度(质量％)为0.20％以上，则能够得到优异的涂膜密接性。上述镀层中的Mn浓度优选为0.22％以上，更优选为0.24％以上，进一步优选为0.30％以上，更进一步优选为0.35％以上。还有，若考虑本发明的基体钢板的成分组成和后述的制造条件，则上述镀层中的Mn浓度的上限大约为2.0％。
上述镀层中的Mn，优选在镀层中以固溶状态(固溶Mn的状态)存在。这是由于，上述作用效果被认为是由固溶状态的Mn发挥的，而并非氧化物等的化合物状态的Mn。
如上所述，为了提高镀层中的Mn浓度，推荐按照后述适当地控制钢中Mn浓度和镀覆前的还原退火条件(还原性气氛下的退火温度(均热温度)和退火时间(均热时间))。
另外，为了抑制表层氧化物的生长，如下述说明的，还需要(B)将镀覆附着量控制在一定程度以下。
在热冲压工序的加热时，上述的镀覆表面的氧化发生，并且合金成分从基体钢板向镀层扩散，镀层的合金化进行。通常，若镀层的合金化进行，则镀层的熔点上升，因此上述的锌的液状化(熔融锌的形成)受到抑制，其结果是，氧化锌(氧化膜)的形成也被抑制。但是，若镀层的附着量(镀覆附着量)变多，则合金成分无法从基体钢板充分扩散至镀覆表层部，即合金化无法推进，其结果是，在镀覆表层部产生熔融锌，产生氧化锌(氧化膜)的形成被促进这样的问题。
因此在本发明中，将镀覆附着量控制在一定程度以下，使热冲压工序产生的熔融锌量减少，抑制表层氧化物的生成、生长。具体来说，使镀覆附着量为75g/m2以下。镀覆附着量的优选的上限为70g/m2以下，更优选为68g/m2以下，更优选为65g/m2以下，更优选为63g/m2以下，更优选为60g/m2以下，更优选为58g/m2以下，更优选为55g/m2以下，最优选为50g/m2以下。从上述抑制表层氧化物的生成、生长的观点出发，优选合金化熔融锌镀层的附着量少。但是，从充分发挥作为镀层本来作用的优异的耐腐蚀性的观点出发，上述镀覆附着量优选为30g/m2以上，更优选为35g/m2以上，进一步优选为40g/m2以上，更进一步优选为45g/m2以上。
此外，为了促进的合金成分从上述基体钢板向镀层的扩散，(C)使构成上述合金成分扩散的屏障的氧化物(以下称为“界面氧化物”)尽可能不存在于镀层与基体钢板的界面。在本发明中，为了定量地把握上述界面氧化物的量，如后述将实施例中求得的，该镀层与基体钢板的界面的氧浓度(以下称为“界面氧浓度”)，用于界面氧化物量的评价指标。而后发现，如后述实施例所示，为了确保优异的涂膜密接性，使该界面氧浓度(质量％)为0.50％以下即可。所述界面氧浓度优选为0.48％以下，更优选为0.46％以下。还有，从生产率等的观点出发，所述界面氧浓度的下限值大约为0.10％左右。所述界面氧浓度由后述的实施例所述的方法求得。
为了使上述界面氧浓度为0.50％以下，如后所述，推荐适当地控制退火条件。
本发明的合金化熔融镀锌钢板中，在基体钢板的至少一面具有上述构成的镀层。
接下来，对于本发明的合金化熔融镀锌钢板的基体钢板的成分组成进行说明。本发明中使用的原板(基体钢板)的成分组成中，为了提高点焊部的接合强度，以使Si量为0.7％以上为前提。另外上述成分组成中，为了使上述镀层中的Mn浓度在一定以上，如下述所示，在使钢中Mn量为一定以上这一点上具有特征。
[C：0.10～0.5％]
C作为固溶强化元素，是有助于热冲压后的钢板即钢部件的高强度化的元素。为了通过热冲压而得到期望的980MPa以上的高强度，使C量为0.10％以上。C量优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.17％以上。但是，若C量过剩，则热冲压成形品的焊接性降低，因此C量为0.5％以下。C量优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。
[Si：0.7～2.5％]
Si是有助于热冲压成形品的点焊部的接合强度提高的元素。另外Si在热冲压中防止成形后的缓冷工序中的回火，具有保持部件的强度的效果。此外，Si生成残留奥氏体，也是有助于部件的延展性提高的元素。为了有效地发挥这些效果，使Si量为0.7％以上。Si量优选为0.75％以上，更优选为0.80％以上，进一步优选为0.90％以上，更进一步优选为1.0％以上。但是，若Si量过剩，则强度变得过高，基体钢板制造时的镦造负荷增大。此外，在热轧时基体钢板表面产生含有SiO2的氧化皮，镀覆后的钢板的表面性状劣化。因此Si量为2.5％以下。Si量优选为2.3％以下，更优选为2.1％以下。
[Mn：1.5～3％]
Mn使前述的镀层中的Mn浓度为一定以上，是用于确保优异的涂膜密接性所需要的元素。为了使镀层中的Mn浓度达到一定以上，需要在镀覆钢板制造时的合金化过程中，使Mn从基体钢板向镀层充分地扩散。通过提高基体钢板中的Mn量，能够促进上述Mn的扩散，能够更高效率地提高镀层中的Mn浓度。另外Mn提高淬火性，在用于抑制热冲压成形品的高强度偏差方面也是有用的元素。为了充分地发挥这些效果，使Mn量为1.5％以上。Mn量优选为1.7％以上，更优选为1.9％以上，进一步优选为2.1％以上。另一方面，若Mn量过剩，则强度变得过高，基体钢板制造时的轧制负荷增大，因此使Mn量为3％以下。Mn量优选为2.8％以下，更优选为2.5％以下。
[Al：0.01～0.5％]
Al是为了脱氧而必要的元素，因此，使Al量为0.01％以上。Al量优选为0.03％以上。但是，若Al量过剩，则不仅上述效果饱和，而且氧化铝等夹杂物增加，加工性劣化。因此使Al量为0.5％以下。Al量优选为0.3％以下。
构成本发明的热冲压用合金化熔融镀锌钢板的基体钢板基本上含有上述成分，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可列举P、S、N等。
P是对点焊部的接合强度带来不良影响的元素。若P量过剩，则其在由点焊形成的熔核的最终凝固面偏析而使熔核脆化，接合强度降低。因此P量优选为0.02％以下。更优选为0.015％以下。
S也与P同样，是对点焊部的接合强度造成不良影响的元素。若S量过剩，则熔核内的晶界偏析造成的晶界断裂被助长，点焊部的接合强度降低。因此S量优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下。
N与B结合而使固溶B量减少，对淬火性造成不良影响。另外若N量过剩，则氮化物的析出量增大，对韧性造成不良影响。因此N量优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下。还有，若考虑炼钢上的成本等，则N量通常为0.001％以上。
本发明中除了上述成分以外，还能够根据需要添加下述的选择元素。
[B：高于0％并在0.005％以下]
B是使钢材的淬火性提高的元素。为了发挥这一效果，优选使B含有0.0003％以上。B量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。另一方面，若B量高于0.005％，则在热冲压成形品中析出粗大的硼化物，成形品的韧性劣化。因此B量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。
[Ti：高于0％并在0.10％以下]
Ti固定N，是拥有确保来自B的淬火效果这一作用的元素。另外Ti还一并具有使组织微细化的效果。通过组织微细化，部件延展性提高。为了充分地发挥这样的作用，Ti量优选为0.01％以上。更优选为0.02％以上。但是，若Ti量过剩，则钢板的延展性劣化，因此优选使Ti量为0.10％以下。更优选为0.07％以下。
[Cr和Mo中的至少一种元素：合计高于0％并在2.5％以下]
Cr和Mo在用于提高基体钢板的淬火性方面是有效的元素，通过含有这些元素，能够期待热冲压成形品的硬度偏差的减少。这些元素可以单独添加，也可以两种并用。为了有效地发挥这样的作用，优选使这些元素的合计量为0.01％以上。所述合计量，单独含有时指单独的量，两种并用时指合计量。所述合计量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若其合计量过剩，则上述效果饱和，并且成本也上升，因此优选使其上限为2.5％以下。上述合计量更优选为2.2％以下，更优选为1.9％以下，更优选为1.6％以下，更优选为1％以下，更优选为0.5％以下，最优选为0.3％以下。
[从Nb、Zr和V所构成的群中选择的一种以上的元素：合计高于0％并在0.1％以下]
Nb、Zr、V具有使组织微细化的效果，通过组织微细化而具有使部件的延展性提高的效果。为了有效地发挥这样的作用，优选使这些元素的合计量为0.01％以上，更优选为0.02％以上。所述合计量，单独含有时是指单独的量，两种并用时是指合计量。但是，若这些元素的合计量过剩，则其效果饱和并招致成本的上升，因此优选使其上限为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
[Cu和Ni中的至少一种元素：合计高于0％并在1％以下]
Cu和Ni是想要对于热冲压成形品赋予耐延迟断裂性时，根据需要而添加的元素。这些元素可以单独添加，也可以两种并用。为了有效地发挥这样的作用，优选使这些元素的合计量为0.01％以上。所述合计量，单独含有时是指单独的量，两种并用时是指合计量。所述合计量更优选为0.05％以上。但是，若它们的量过剩，则成为钢板制造时的表面瑕疵的发生原因，因此优选使其上限为1％以下。更优选为0.5％以下。
本发明甚至没有规定上述合金化熔融镀锌钢板的制造方法，使规定成分的钢经过铸造→加热→热轧→酸洗(→根据必要，冷轧)→退火工序→熔融镀锌工序→合金化工序的工序则能够进行制造，但为了使上述镀层中的Mn浓度在上述范围内，如以下详述，优选适当控制上述退火工序的退火(还原性气氛下的热处理)的条件(退火温度和退火时间)。
以下，按工序顺序说明上述制造方法。
首先，铸造满足上述成分的钢并进行加热。加热条件未特别限定，能够适宜采用通常用的条件，但优选大致以1100～1300℃的温度进行。
接下来进行热轧。热轧条件未特别限定，能够适宜采用通常所用的条件。优选的条件大致如下。
终轧温度(FDT，FinisherDeliveryTemperature)：800～950℃
卷取温度(CT，CoilingTemperature)：500～700℃
上述热轧而得到的钢板(热轧钢板)的优选的板厚的上限为3.5mm以下。该板厚更优选为3.0mm以下，进一步优选为2.5mm以下。
热轧后进行酸洗，制作热轧酸洗钢板。在该酸洗工序中，通过酸洗至少除去热轧氧化皮即可。例如在热轧后的卷取温度高的卷材中，在热轧氧化皮与基体钢板的界面邻域形成有Si、Mn的氧化物导致的晶界氧化层。但是该晶界氧化层的残存，因为不会造成不镀等的对镀覆处理性产生的不良影响，所以在该酸性工序中，不需要连上述晶界氧化层都除去。但是，从外观、粗糙度等表面性状稳定化的观点出发，优选尽可能除去上述晶界氧化层，为了除去晶界氧化层除去，能够适宜采用通常使用的酸洗方法。例如，优选使用加热至80～90℃的盐酸等，进行20～300秒酸洗。这时，优选在盐酸中加入适量的酸洗促进剂(例如具有巯基的化合物)、抑制剂(例如胺系有机化合物)。
如此得到的热轧酸洗钢板的优选的厚度，也与上述热轧钢板基本相同。
上述酸洗之后，也可以根据必要再进行冷轧，制作冷轧钢板。本发明的镀覆钢板，特别适合用于以汽车的轻量化等为目的的汽车构件，因此从尺寸精度和平坦度的观点出发，基体钢板优选为冷轧钢板。
若考虑工厂中的生产率等，则冷轧率优选大致控制在20～70％的范围内。如此得到的冷轧钢板的优选的板厚的上限为2.5mm以下。上述板厚更优选为2.0mm以下，进一步优选为1.8mm以下。
接着，将如上述这样得到的热轧酸洗钢板或冷轧钢板(以下，有时用基体钢板代表。)付之于还原炉方式的连续镀覆工序。一般来说，以还原炉方式的熔融镀锌线进行的工序分为前处理工序、退火工序、镀覆工序(包括合金化处理)。熔融镀锌线的退火工序通常由还原炉和冷却带构成，在本发明中，优选如后述这样适当控制还原炉的退火条件(还原性气氛下的热处理温度和时间)。当然，本发明的方法没有限定为上述方式的意思，例如，上述熔融镀锌线也能够用无氧化炉方式的连续退火线进行。以下，基于上述方式进行说明。
首先，对于上述基体钢板进行前处理。前处理通常是为了除去钢板表面的油(油脂)和污垢而进行的，代表性的是通过碱脱脂来进行。用于碱脱脂的碱，只要能够将油脂等作为水溶性皂加以除去，则没有特别限定，例如优选使用苛性钠、硅酸盐。另外，为了提高脱脂性，也能够进行电解清洗、洗涤处理、向脱脂液中添加表面活性剂、螯合剂的添加处理。在本发明中，只要钢板表面被适当进行脱脂即可，前处理的方法不受限定，也可以使上述处理任意组合。作为前处理而进行碱脱脂时，为了脱落附着在钢板上的脱脂液，可进行热漂洗(热水冲洗)，用干燥器等进行干燥。
接下来，将经过前处理的上述基体钢板投入还原炉中，用还原炉进行退火(还原性气氛下的热处理)。作为这时的退火条件，优选使500～700℃的范围(退火温度，也称为“均热温度”)内的停留时间(退火时间，也称为“均热时间”)为30～270秒。上述温度域的退火处理也称为均热处理。退火温度的下限值更优选为530℃以上，进一步优选为560℃以上，更进一步优选为600℃以上。退火温度的上限值更优选为680℃以下，进一步优选为660℃以下。退火时间的下限值更优选为60秒以上，进一步优选为90秒以上。退火时间的上限值更优选为240秒以下，进一步优选为210秒以下。还有，从节能的观点出发，在进入还原炉之前，也可以利用使用排气的还原性气氛的预热炉对前处理后的钢板进行预热。这时的预热条件只要是还原性气氛则没有特别限定。
上述的退火条件，从以下观点出发，并基于大量的基础实验决定。即(1)在该退火工序中，抑制Si、Mn向基体钢板表面稠化而生成Si系氧化物、Mn系氧化物(界面氧化物)，在后述的合金化处理工序中促进Mn从基体钢板向镀层的扩散，提高镀层中的Mn浓度；以及(2)抑制Si向基体钢板表面的稠化(Si系氧化物的生成)，还原形成于基体钢板表面的极薄的Fe系氧化物而消除不镀。
从上述(1)的观点出发，若退火温度高于上限而过高，退火时间过长，则在基体钢板表面容易在表面形成Si系氧化物、Mn系氧化物。若这些氧化物存在于基体钢板与镀层之间，则在合金化过程中，Mn从基体钢板向镀层扩散受阻。其结果是，难以将镀层中的Mn浓度确保在一定以上。另外，Mn系氧化物即使在镀覆处理工序时被摄入到镀层中，如上述也无助于热冲压后的涂膜密接性改善。
从上述(2)的观点出发可以这么说。即，退火温度的上限、下限，退火时间的上限、下限分别脱离上述范围时，发生不镀。特别是若退火温度过高，退火时间过长，则Si系氧化物容易在表面形成，容易发生不镀。另一方面，若退火温度过低或退火时间过短，则Fe系氧化物容易残存，还是容易发生不镀。具体来说，上述退火条件优选以不发生不镀的方式，根据退火时的温度与时间的平衡而适当地加以控制。例如，退火温度高时可以缩短退火时间，另一方面，退火温度低时可以延长退火时间。
从容易提高上述镀层中的Mn浓度的观点出发，优选使退火温度在所述范围(500～700℃)之中要低一些。例如，优选使所述退火温度为500～650℃，更优选为500～600℃。另外，像这样使退火温度低一些时，优选退火时间长一些，退火时间例如优选为45秒以上，更优选为60秒以上。
还有，脱离热冲压用途，一般来说，对于像本发明这样含有大量的Si的钢进行镀锌时，为了防止不镀的发生，例如，采用在退火工序之前进行预镀的方法、在还原炉中的还原退火之前进行氧化的进行氧化还原法的方法等。但是在本发明中，如以下详述，因为在进行适当的还原退火之后进行镀覆，所以不需要这些方法。进行预镀的方法导入特殊设备，带来成本上升。另外，以氧化还原法进行制造时，像Mn这样容易氧化的元素从镀层中被检测出来(后述的实施例中的表2的实验No.9、10)。但是认为该检测出来的Mn并不是有助于涂膜密接性的提高的固溶Mn，而是形成Mn系氧化物的Mn。所述Mn系氧化物容易作为界面氧化物残存，该界面氧化物在合金化处理时阻碍Mn从基体钢板向镀层的扩散，因此在取得优异的涂膜密接性上不为优选。
还原时的气氛和露点，只要在不会发生不镀的范围内则没有特别限定，但是例如优选在H2-N2混合气体中，H2浓度为1～30％，并为-10～-60℃的露点范围。所述露点范围优选为-30～-60℃，更优选为-35～-60℃，进一步优选为-40～-60℃，更进一步优选为-45～-60℃。具体来说，推荐以前述的退火时的温度和与时间的关系，适当地控制退火时间。
接下来，从还原炉出来的基体钢板在冷却带被冷却。通常，冷却带由缓冷带、急冷带、调整带(也称为保持带)构成，冷却方法只要以不发生不镀的方式，在通常采用的条件下进行即可，例如，可列举对钢板吹送还原性气氛的气体进行冷却等的方法。
如此进行连续退火工序后，对钢板的表背面实施镀锌。详细地说，是通过熔融镀锌处理工序(包括合金化处理工序)形成合金化熔融锌镀层。
上述熔融镀锌处理工序未特别限定，能够采用通常所使用的方法。例如，熔融镀锌浴的温度控制在430～500℃左右即可。在本发明中，合金化熔融镀锌的附着量为75g/m2以下，但该镀覆的附着量的调整能够以气体擦拭等方法进行。
上述合金化处理工序也未特别限定，能够采用通常进行的方法。例如，合金化温度控制在500～700℃左右即可。从促进合金化而提高镀层中的Mn浓度的观点出发，优选使所述合金化温度为560℃以上。更优选为600℃以上，进一步优选为650℃以上。
如此得到的合金化熔融镀锌钢板适合作为热冲压用钢板使用。
本发明中，也包括在使用所述合金化熔融镀锌钢板进行热冲压这一点上具有特征的钢部件的制造方法。所述热冲压的工序未特别限定，能够采用通常使用的方法。所述热冲压的工序包括加热工序、冲压工序和冷却工序。为了得到特性良好的钢部件，在各工序中优选采用下述条件。
[加热工序]
在加热工序中，加热合金化熔融镀锌钢板。加热温度优选为Ac1点以上，更优选为{Ac1点+(Ac3点-Ac1点)/4}℃以上，进一步优选为{Ac1点+(Ac3点-Ac1点)/2}℃以上，更进一步优选为{Ac1点+(Ac3点-Ac1点)×3/4}℃以上。另外，上述加热温度的上限优选为(Ac3点+180)℃以下，更优选为(Ac3点+150)℃以下。通过限制加热温度，能够抑制构成钢构件的显微组织的粗大化，提高延展性和弯曲性。另外，也可以使加热温度为低于Ac3点的温度。
所述Ac1点、所述Ac3点和后述的Ms点分别由记载于“莱斯利铁钢材料化学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，273页)下式(1)、下式(2)、下式(3)计算。在下式(1)～(3)中，[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中未含的元素的含量作为0质量％计算即可。
Ac1点(℃)＝723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]…(1)
Ac3点(℃)＝910-203×([C]0.5)-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]…(2)
Ms点(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]…(3)
在上述加热工序中，不需要经常测量钢板的温度，如果能够在预备实验中预先测量钢板的温度，对于温度控制所需要的条件加以控制，也可以在制品的制造时不进行温度测量。截止到加热时的最高温度的升温速度没有特别要求。作为加热的方法，可以采用炉加热、通电加热、感应加热等。
钢板的温度到达上述加热温度后，该加热温度下的保持时间的下限值未特别限定，例如能够为15秒以上，更优选为30秒以上，进一步优选为60秒以上。另一方面，从抑制奥氏体的晶粒生长，提高热态下的拉深性和成形部件的韧性等特性的观点出发，优选使上述保持时间的上限为30分钟以下，更优选为15分钟以下，进一步优选为7分钟以下。此外，从确保更良好的涂膜密接性的观点出发，上述保持时间更进一步优选为6分钟以下，最优选为5分钟以下。
另外，加热气氛只要是镀覆不会起火的条件则没有特别限定。如果在镀覆表面形成氧化膜，则可以抑制起火，因此例如优选大气气氛，但在氧化性气氛、还原性气氛下，只要是表面由氧化膜覆盖的条件即可。
[冲压工序]
在冲压工序中，对于由上述加热工序被加热的钢板实施冲压(压力加工)。冲压(压力加工)的开始温度没有特别限定。例如通过成为所述加热温度以下且Ms点以上能够容易进行加工，且能够充分减小冲压时的载荷(冲压载荷)。冲压的开始温度更优选为450℃以上，进一步优选为500℃以上。另外，冲压的开始温度例如为750℃以下，优选为700℃以下，更优选为650℃以下。
[冷却工序]
在冷却工序中，冷却由上述加热工序被加热的钢板。还有，这里的冷却也包括自然冷却，紧接加热工序的之后立即开始钢板的冷却。冷却的方法未特别限定，可列举用水、油或喷雾等进行冷却的方法；将经过冲压的钢板保持在冲压模具内，由该模具进行冷却的方法；空冷；或以这上些的组合等。
上述冷却工序中的冷却速度没有特别限定。例如能够使从上述的加热温度至Ms点的温度域的平均冷却速度为2℃/秒以上。上述的平均冷却速度更优选为5℃/秒以上，进一步优选为7℃/秒以上。另外，上述的平均冷却速度优选为70℃/秒以下，更优选为60℃/秒以下，进一步优选为50℃/秒以下。
作为上述热冲压工序的一例，例如，可列举将上述钢板加热至Ac3相变点以上的温度而进行奥氏体化后，例如，以大约550℃以上的温度结束成形(模具到达下死点位置的时刻)的方法。
还有，在通常的热冲压工序中进行钢板整体的淬火强化，但也可以通过将加热的区域、与模具的接触区域限定为钢板的一部分，仅对钢板的一部分区域进行淬火强化。
由热冲压进行的钢部件的制造(优选上述条件下的制造)中如果使用本发明的钢板，则残存在镀层中的熔融锌对模具造成的锌的胶粘难以发生，也可以降低模具的维护成本。另外，LME(熔融金属脆化，LiquidMetalEmbrittlement)也难以发生，能够得到品质稳定性高的钢部件。所得到的钢部件例如能够用于汽车。
本申请基于2013年4月26日申请的日本国专利申请第2013-094129号主张优先权的利益。2013年4月26日申请的日本国专利申请第2013-094129号的说明书的全部内容，用于本申请的参考而援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
将具有表1所述的化学成分组成的钢所构成的板坯加热至1200℃后，以表1所述的方法进行热轧[终轧→卷取]→由酸洗工序进行的去氧化皮处理→冷轧，作为原板而得到冷轧钢板。还有，在表1中，将终轧温度表示为FDT，卷取温度表示为CT。
[表1]
使用如此得到的各冷轧钢板，测量以下的各项目。
(热冲压后的抗拉强度的测量)
使用切断上述冷轧钢板而得到的狭条状坯体(长：30mm，宽：210mm)，按照模拟的加热曲线以如下方式实施热冲压。
首先，对于上述坯体模拟镀前的退火，在5％H2-N2、露点-45℃的还原性气氛下，以600℃×90秒进行退火后，冷却至室温。之后，将上述坯体再度投入在大气中保持在930℃的加热炉内，使之停留4分钟，使上述坯体的中心的表面部分达到930℃(板的中心的表面部分)而进行加热。接着，从上述加热炉中取出上述坯体之后，立即水冷。
然后，从上述热冲压模拟实验后的坯体上切下JIS5号试验片，以JISZ2201所述的方法进行拉伸试验，测量热冲压后的钢板的抗拉强度。在所述拉伸试验中，拉伸速度为10mm/min。而后，热冲压后的钢板的抗拉强度为980MPa以上时评价为○(合格)，低于980MPa时评价为×(不合格)。
(热冲压后的焊接强度的测量)
将上述热冲压模拟实验后的坯体供于以下的点焊试验，测量接合部的强度(十字接头断裂载荷，点焊部的焊接强度)。焊接电流以使熔核直径成为(t：板厚)的方式进行调节。而后，所述焊接强度为3.0kN以上时评价为○(合格)，低于3.0kN时评价为×(不合格)。
试验片条件：十字张力用试验片(依据JISZ3137)
焊接机：单相交流式点焊机
电极：前端直径φ6mm的圆顶半径型
加压力：4kN
初始加压时间：60个循环
通电时间：10个循环(电源频率60Hz)
(镀覆钢板的制作)
接着切断得到的各冷轧钢板(表1所示的各原板)，得到100mm×150mm的试验片。将该试验片在60℃的3％原硅酸钠中进行20A、20秒钟电解脱脂后，在自来水中用流水进行5秒钟水洗。使用如此进行了碱脱脂的试验片，利用镀覆模拟器在5％H2-N2、露点-45℃的还原性气氛下，以表2所述的条件(均热时间、均热温度)进行退火后，以平均冷却速度：5～15℃/秒，从表2的各均热温度冷却至460℃进行。接着，用0.13％Al-余量Zn所构成的镀锌浴(浴温：460℃)实施镀覆并进行擦拭，接着以表2所示的条件进行合金化处理，得到合金化熔融镀锌钢板。以下，该合金化熔融镀锌钢板仅称为“镀覆钢板”。
表2之中，在实验No.9和10中，以氧化还原法进行退火。包括该方法在内的制造的条件是，在氧化带使空气燃料比为0.9～1.4，在还原带在含有氢和氮的露点：-30～-60℃的气氛下且以800℃～900℃进行还原、均热后，以平均冷却速度：5～15℃/秒冷却至460℃，以镀锌浴(Al浓度：0.05～0.2％，浴温：450～470℃)进行镀覆并擦拭后，以表2所示的条件进行合金化处理。
使用上述合金化熔融镀锌钢板，进行下述的评价。
(镀覆附着量的测量)
在18％盐酸中加入有六亚甲基四胺的溶液中浸渍所述镀覆钢板，只溶解镀层，根据溶解前后的质量变化求得镀覆附着量。
(镀层中的Mn浓度的测量)
所得到的合金化熔融镀锌钢板的镀层的成分组成(特别是Mn浓度)，以如下方式进行分析。即，在18％盐酸中加入有六亚甲基四胺的溶液中浸渍所述镀覆钢板，只溶解镀层，对于该溶解液，以ICP(InductivelyCoupledPlasma)发光光谱分析法(使用装置为岛津制作所制造的ICPS-7510)进行分析，求得镀层中的Mn浓度。
(镀覆钢板的镀层与基体钢板的界面的氧浓度的测量)
所得到的合金化熔融镀锌钢板的镀层与基体钢板的界面的氧浓度的测量使用GD-OES(SPECTRUMAANALYTIKGmbH制，GDA750)进行。详细地说，以上述分析方法求得试样的镀层深度方向的Zn、Fe、O浓度剖视图，在该浓度剖视图中，Zn与Fe交叉的位置(深度)的上下3μm的范围内(测量范围内)，求得最高的O浓度作为所述镀层与基体钢板的界面的氧浓度(界面氧浓度)。并且，该界面氧浓度为0.50％以下时评价为合格“○”，高于0.50％时评价为不合格“×”。
这一例显示在图1A和图1B中。还有，在图1B中“Zn×1”“Fe×1”“O×20”分别表示的是，图1B所示的浓度剖视图数据中，Zn是测量值的1倍，Fe是测量值的1倍，O是测量值的20倍。这在图1A中也相同。图1A是表2的实验No.3的热冲压实验前的镀覆钢板的测量结果，由该测量结果未确认到明显的O浓度的峰值。即，在实验No.3中，可知在合金化熔融镀锌钢板的镀层与基体钢板的界面，实质上不存在氧化物。相对于此，图1B是表2的实验No.9的热冲压实验前的镀覆钢板的测量结果，由该实验结果能够确认到O浓度的峰值。即，在实验No.9中，可知合金化熔融镀锌钢板的镀层与基体钢板的界面存在氧化物。在表2的其他的例子中，界面氧浓度与上述同样地进行测量。
(涂膜密接性的评价)
对于合金化熔融镀锌钢板(100mm×150mm×1.4mmt)，根据表2的各实验No.准备各3张，对其模拟热冲压而进行以下的处理。即，在大气中保持在900℃的加热炉内保持规定时间(4～8分钟)后，从加热炉中取出并空冷。这时的至Ms点的平均冷却速度为7℃/s。对于温度降低至室温附近的各镀覆钢板，使用日本Paint制SD6350，以附着量为3g/m2的方式进行磷酸盐处理。再对于进行了磷酸盐处理的各镀覆钢板使用关西Paint制cationEDGT10HTgrey，在200V的通电下使之电沉积，以150℃烘烤20分钟，由此形成厚度15μm的面漆涂膜，得到供试材。
然后使用上述供试材，以如下方式评价涂膜密接性。即，使上述供试材浸渍在5质量％的盐水(水温：50℃)中500小时后，在评价面整个面(100mm×150mm)上粘贴透明胶带(NICHIBAN公司制“sellotape(注册商标)CT405AP-24”)，立刻用手剥离，求得涂膜剥离的部分的面积率(涂膜剥离面积率，面积％)。然后按下述的标准评价涂膜密接性，本实施例中○以上(○和◎)为合格。
(涂膜密接性的评价标准)
◎：涂膜剥离面积率在5％以下
○：涂膜剥离面积率高于5％并在10％以下
△：涂膜剥离面积率高于10％并在25％以下
×：涂膜剥离面积率高于25％
这些结果一并记述在表2中。
[表2]
由表2可知，实验No.1、2和11～23，因为满足规定的要件，所以原板的特性良好，并且所得到的合金化熔融镀锌钢板的涂膜密接性优异。特别是抑制了热冲压加热时间的实验No.1、18、20和22，能够得到更优异的涂膜密接性。相对于此，上述实验No.以外的例子，因为不满足某一规定要件，所以特性差。
详细地说，实验No.3和4，因为镀覆附着量过剩，所以为涂膜密接性差的结果。
实验No.5～8，因为镀层中的Mn浓度不足，所以涂膜密接性劣化。另外实验No.7和8(原板No.C)，因为基体钢板的Si量也不足，所以造成作为原板的特性的点焊部的焊接强度也差的结果。
实验No.9和10，因为界面氧浓度高，即，镀覆钢板的镀层与基体钢板的界面大量存在氧化物，所以涂膜密接性劣化。可知为了抑制界面氧浓度，退火没有用氧化还原法，而是优选以本发明推荐的条件进行还原退火。还有，在实验No.9和10中，虽然镀层中的Mn浓度被确保在一定以上，但这被认为是由于在镀层中大量含有无助于涂膜密接性提高的Mn氧化物。
产业上的可利用性
本发明的热冲压用合金化熔融镀锌钢板优选用于例如汽车底盘、行驶部件、增强部件等汽车用部件。

Claims (3)

1.一种热冲压用合金化熔融镀锌钢板，是基体钢板以质量％计含有C：0.10～0.5％、Si：0.7～2.5％、Mn：1.5～3％和Al：0.01～0.5％的合金化熔融镀锌钢板，其中，
镀层中的Mn浓度为0.20％以上，且镀覆附着量为75g/m2以下，并且，镀层与基体钢板的界面的氧浓度为0.50％以下。
2.根据权利要求1所述的合金化熔融镀锌钢板，其中，所述基体钢板以质量％计还含有以下的(a)～(e)中的至少1个：
(a)B：高于0％并在0.005％以下；
(b)Ti：高于0％并在0.10％以下；
(c)Cr和Mo中的至少一种元素：合计高于0％并在2.5％以下；
(d)从Nb、Zr和V所构成的群中选择的一种以上的元素：合计高于0％并在0.1％以下；
(e)Cu和Ni中的至少一种元素：合计高于0％并在1％以下。
3.一种钢部件的制造方法，其中，使用权利要求1或2所述的合金化熔融镀锌钢板进行热冲压。
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