CN108474096B

CN108474096B - 用于热压成型的镀铝铁合金钢板、利用其的热压成型部件以及它们的制造方法

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Publication number: CN108474096B
Application number: CN201680076257.2A
Authority: CN
Inventors: 吴振根; 赵悦来; 孙一领; 金龙洙
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2015-12-23
Filing date: 2016-12-23
Publication date: 2020-04-21
Anticipated expiration: 2036-12-23
Also published as: KR101696121B1; MX2018007749A; US10590522B2; ES2770101T3; EP3396010A4; US20190003029A1; EP3396010B1; EP3396010A1; CN108474096A; JP2019506523A; WO2017111525A1; JP6704995B2

Abstract

本发明提供耐氢致延迟断裂特性、耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板及利用其的热压成型部件。本发明的特征在于，在基础钢板与氧化物层之间形成有合金化镀层的用于热压成型的合金化镀铝钢板中，以重量％计，所述基础钢板由C：0.1～0.5％、Si：0.01～2％、Mn：0.01～10％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Al：0.001～1.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe及其他杂质组成，所述合金化镀层包括：Al‑Fe合金化层(I)，其形成在所述基础钢板上且维氏硬度为200～800Hv；Al‑Fe合金化层(III)，其形成在所述Al‑Fe合金化层(I)上且维氏硬度为700～1200Hv；以及Al‑Fe合金化层(II)，其沿着钢板的长度方向连续或断续地形成在所述Al‑Fe合金化层(III)的内部，且维氏硬度为400～900Hv；并且所述氧化物层的距表层0.1μm深度处的氧的平均重量％为20％以下。

Description

用于热压成型的镀铝铁合金钢板、利用其的热压成型部件以及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及主要用于需要耐冲撞性的汽车结构部件或加强构件等的镀铝铁钢板及利用其制造的热压成型部件，更详细地，涉及热压成型后的部件具有拉伸强度为1000MPa以上的超高强度的镀铝铁钢板，以及利用该镀覆钢板制造的具有优异的耐氢致延迟断裂特性及点焊性的热压成型部件。

背景技术

近年来，以通过汽车轻量化来提高燃油效率以及保护乘客等为目的，热压成型超高强度部件应用于众多汽车的结构部件中，并且为其正在进行各种研究。

代表性的技术可以列举美国授权专利6296805B1中公开的发明。所述专利中公开了将镀Al-Si钢板加热至850℃以上，然后进行通过冲压的热压成型以及快速冷却，使部件的组织形成为马氏体，从而能够确保拉伸强度为超过1600MPa的超高强度。但是，所述专利中的镀层以Al为主相，因此，在加热炉中加热板坯(blank)时，在Al镀层熔点以上的温度下所述镀层被液体化，从而存在Al熔合在加热炉中的辊(roll)的问题。此外，在加热炉中进行加热时，大气中的水蒸气以氢的形态扩散到钢中，从而热压成型部件中会产生氢致延迟断裂。

用于解决所述问题的技术可以列举韩国申请号第10-2011-7000520号中公开的发明。所述专利中镀铝钢板以卷状进行退火，从而不仅能够去除镀Al镀时进入的氢，而且即使采用快速加热，也可以防止Al镀层的流挂，由此还可以抑制氢的吸留。但是，所述专利的特征在于，以卷状进行退火时，为了抑制氢的吸留而需要将露点温度设为-10℃以上，并且为了避免钢板表面的质量异常，在大气气氛下进行罩式退火。因此，在钢板表面会生成大量的氧化物，因此，存在热压成型部件的点焊性变差的问题。

此外，韩国申请号第10-2010-7019003号中公开的发明提供如下技术，即，为了缩短热压成型工序的时间，进行罩式退火，使部分Al-Fe镀层合金化。但是，所述技术存在以下问题，即，为了得到镀覆Al-Fe的卷板的平坦度而通过辊式矫直机(roll leveller)时，一部分合金化的部分由于应力而发生剥离。

因此，需要开发如下的用于热压成型的镀铝铁合金钢板，就所述镀覆钢板而言，即使对卷板形态的镀Al-Si材料进行罩式退火之后，也能够抑制表面的氧化物的生成，从而能够确保热压成型部件的点焊性，不仅如此，罩式退火后，镀覆Al-Fe的卷板在通过辊式矫直机时不会发生镀层的剥离，而且在大气或气氛条件下进行热压成型之后抑制氢的吸留，从而耐氢致延迟断裂特性优异。

发明内容

要解决的技术问题

本发明是为了解决上述现有技术中的问题而提出，本发明的目的在于提供热压成型后的部件具有拉伸强度为1000MPa以上的超高强度的镀铝铁钢板，以及利用该镀覆钢板制造的热压成型部件。

此外，本发明涉及所述镀铝铁钢板及利用该镀覆钢板制造的热压成型部件的制造方法。

此外，本发明中所要解决的技术问题并不限定于以上所涉及的技术问题，就没有涉及的其他技术问题而言，本发明所属技术领域中具有通常知识者可以通过下述记载清楚地理解。

技术方案

为了实现所述目的，本发明涉及耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板，其特征在于，其为在基础钢板与氧化物层之间形成有合金化镀层的用于热压成型的合金化镀铝钢板，以重量％计，所述基础钢板由C：0.1～0.5％、Si：0.01～2％、Mn：0.01～10％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Al：0.001～1.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe及其他杂质，所述合金化镀层包括：Al-Fe合金化层(I)，其形成在所述基础钢板上且维氏硬度为200～800Hv；Al-Fe合金化层(III)，其形成在所述Al-Fe合金化层(I)上且维氏硬度为700～1200Hv；以及Al-Fe合金化层(II)，其沿着钢板的长度方向连续或断续地形成在所述Al-Fe合金化层(III)的内部，且维氏硬度为400～900Hv；并且所述氧化物层的距表层0.1μm深度处的氧的平均重量％为20％以下。

优选地，以重量％计，本发明中的所述Al-Fe合金化层(I)中的Al的含量为5～30％，所述Al-Fe合金化层(II)中的Al的含量为20～50％，所述Al-Fe合金化层(III)中的Al含量为40～70％。

此外，所述合金化镀层中Al含量以重量％计为70％以下的Al-Fe金属间化合物相的截面面积分数优选超过99％。

此外，所述基础钢板中的氢含量优选为0.5ppmw以下。

此外，所述基础钢板可以以0.01～4.0％的范围进一步包含选自Cr、Mo及W中的一种以上。

此外，所述基础钢板可以以0.001～0.4％的范围进一步包含选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上。

此外，所述基础钢板可以进一步包含Cu+Ni：0.005～2.0％或Sb+Sn：0.001～1.0％，优选可以进一步包含B：0.0001～0.01％。

此外，本发明涉及耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的HPF成型部件，其特征在于，所述部件通过对所述镀Al-Fe钢板进行热压成型而制造，部件的微细组织以马氏体为主相，并且部件的拉伸强度为1000MPa以上。

所述部件的拉伸强度与基础钢板中的氢浓度的乘积优选小于1300。

此外，所述部件的表层氧化物中的距其表面0.1μm深度处的氧的平均重量％优选为40％以下。

此外，本发明涉及制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板的方法，所述方法包括以下工序：在基础钢板的表面形成Al-Si涂层，以重量％计，所述基础钢板由C：0.1～0.5％、Si：0.01～2％、Mn：0.01～10％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Al：0.001～1.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe及其他杂质组成；在具有露点温度低于-10℃的气氛的加热炉中，以1～500℃/小时的升温速度对涂覆Al-Si的所述镀覆钢板进行加热至热处理最高温度450～750℃；以及在所述热处理最高温度下保持1～100小时，从而在所述基础钢板的表面形成Al-Fe合金化镀层。

优选地，在达到所述热处理最高温度之前，在300℃以上且低于Al镀层熔融点的温度下保持1～100小时。

此外，本发明的所述合金化镀层优选包括：Al-Fe合金化层(I)，其形成在所述基础钢板上且维氏硬度为200～800Hv；Al-Fe合金化层(III)，其形成在所述Al-Fe合金化层(I)上且维氏硬度为700～1200Hv；以及Al-Fe合金化层(II)，其沿着钢板的长度方向连续或断续地形成在所述Al-Fe合金化层(III)的内部，且维氏硬度为400～900Hv；并且所述合金化镀层的上部形成有氧化物层，所述氧化物层的距表层0.1μm深度处的氧的平均重量％为20％以下。

此外，优选地，以重量％计，所述Al-Fe合金化层(I)中的Al的含量为5～30％，所述Al-Fe合金化层(II)中的Al的含量为20～50％，所述Al-Fe合金化层(III)中的Al的含量为40～70％。

所述基础钢板中的氢含量优选为0.5ppmw以下。

此外，本发明涉及制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的HPF成型部件的方法，所述方法包括以下工序：准备如上所述的镀覆钢板；以1～1000℃/秒的升温速度将所述镀覆钢板加热至(Ae3+30℃)～(Ae3+150℃)的温度范围，然后保持1～1000秒；对经过加热处理的所述镀覆钢板进行热压成型的同时以1～1000℃/秒的冷却速度进行冷却。

有益效果

具有如上所述的构成的本发明能够有效提供用于制造可应用于汽车耐冲撞部件的热压成型部件的镀覆钢板及利用其的热压成型部件。即，所述钢板的镀覆粘附性优异，且利用其制造的成型部件能够确保优异的耐氢致脆化特性及点焊性，因此，可以适当使用于汽车耐冲撞部件中。

附图说明

图1是示出基础钢板上的Al-Fe镀层结构的光学照片，(a)表示常规的Al镀层、(b)表示不完全合金化的Al-Fe镀层，(c)表示本发明的Al-Fe合金化镀层。

图2是示出距镀层的表层0.1μm处的氧浓度与罩式退火(batch annealing)条件(关系式1)之间的关系的图。

最佳实施方式

下面，对本发明进行详细说明。

本发明人确认了对镀Al-Si材料卷板进行罩式退火来制造镀Al-Fe卷板的方法中，适当调节罩式退火气氛及热处理条件时，能够改变Al-Fe镀层的微细组织及特性，从而不仅能够抑制通过辊式矫直机时的镀层的剥离，而且能够在热压成型后抑制氢致延迟断裂并确保点焊性，从而提出了本发明。

首先，对组成本发明的镀Al-Fe钢板及成型部件的基础钢板的组成成分以及限制该组成成分的理由进行说明。下面，除非另有说明，各元素含量的单位为重量％。

C：0.1～0.5％

所述C为用于提高热处理部件的强度所必要的元素而需要适当地添加。当C的含量小于0.1％时，难以确保充分的强度，因此，需要添加0.1％以上的C。此外，当C的含量超过0.5％时，对热轧材料进行冷轧时，由于热轧材料的强度过高而使冷轧性大幅变差，而且大幅降低点焊性，因此，C的含量优选为0.5％以下。C的含量更优选控制为0.45％以下，进一步优选控制为0.4％以下。

Si：0.01～2％

所述Si在炼钢时作为脱氧剂来添加，不仅如此，Si抑制对热压成型部件的强度影响最大的碳化物的生成，而且热压成型时生成马氏体之后，使碳浓缩在马氏体板条(lath)晶界而确保残余奥氏体。当Si的含量小于0.01％时，无法期待上述效果，而且无法确保钢的洁净度，并且需要过高的成本。此外，当Si的含量超过2％时，大幅降低Al镀覆性，因此，添加2％以下的Si，优选以1.5％以下的范围添加Si。

Mn：0.01～10％

所述Mn不仅能够确保固溶强化效果，而且为了降低在热压成型部件中用于确保马氏体的临界冷却速度而需要添加Mn。当Mn的含量小于0.01％时，获得上述效果的方面存在局限性。但是，当所述Mn的含量超过10％时，热压成型工序之前的钢板的强度过度上升而操作性变差，而且由于添加过多的合金铁，存在成本上升以及点焊性变差的缺点。Mn的含量优选控制为9％以下，更优选控制为8％以下的范围。

Al：0.001～1.0％

所述Al与Si一起在炼钢时起到脱氧作用，从而可以提高钢的清洁度。当Al的含量小于0.001％时，难以得到上述效果，当Al的含量超过1.0％时，Ac3的温度过度上升，从而具有需要进一步提高加热温度的问题，因此，Al的上限控制为1.0％。

P：0.001～0.05％

所述P作为杂质而存在，当使P的最小含量小于0.001％时，需要很高的制造成本，当P的最大含量超过0.05％时，会使热压成型部件的焊接性大幅降低，因此，P的上限限制为0.05％。优选限制为0.03％以下。

S：0.0001～0.02％

所述S为钢中的杂质，并且是阻碍部件的延展性、冲击特性及焊接性的元素，因此所述S的最大含量控制为0.02％(优选为0.01％以下)。此外，当S的最小含量小于0.0001％时，会使制造成本大幅上升。

N：0.001～0.02％

所述N是钢中的杂质。当使N的含量小于0.001％时，需要很高的制造成本，当N的含量超过0.02％时，对板坯进行连铸时不仅会对裂纹的产生变得敏感，而且冲击特性会变差。

本发明中，根据需要可以在如上所述组成的钢中进一步添加选自Cr、Mo及W中的一种以上：0.01～4.0％、选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上：0.001～0.4％、Cu+Ni：0.005～2.0％、Sb+Sn：0.001～1.0％、B：0.0001～0.01％。

选自Cr、Mo及W中的一种以上之和：0.01～4.0％

所述Cr、Mo及W可以确保淬透性的提高以及基于析出强化效果的强度及晶粒微细化。但是，当选自Cr、Mo及W中的一种以上之和小于0.01％时，难以获得上述效果，当选自Cr、Mo及W中的一种以上之和超过4.0％时，不仅会使上述效果饱和，而且存在焊接性降低以及成本上升的问题。

选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上之和：0.001～0.4％

所述Ti、Nb及V通过形成微细析出物而有效提高热处理部件的钢板，并且通过晶粒微细化对残余奥氏体的稳定化以及冲击韧性的提高有效果。当选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上的添加量为0.001％以下时，难以期待添加其所带来的效果，当选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上的添加量超过0.4％时，不仅会使上述效果饱和，而且会导致添加合金铁导致的成本上升。

Cu+Ni：0.005～2.0％

所述Cu可以作为形成微细析出物而提高强度的元素来添加。此外，当单独添加Cu时，可能会导致热脆性，因此，根据需要添加Ni。但是，当Cu+Ni的成分之和小于0.005％时，难以得到上述效果，当Cu+Ni的成分之和超过2.0％时，会使成本过度上升，因此，Cu+Ni的上限控制为2.0％。

Sb+Sn：0.001～1.0％

所述Sb和Sn在进行用于Al-Si镀覆的退火热处理时浓缩在表面，并抑制Si或Mn氧化物形成在表面，从而能够提高镀覆性。为了得到如上所述的效果，需要添加0.001％以上的Sb和Sn，但是，当Sb+Sn的添加量超过1.0％时，合金铁的成本过高，而且Sb和Sn固溶在板坯晶界，从而在热轧时会引起卷板边缘(edge)裂纹，因此，Sb+Sn的上限控制为1.0％。

B：0.0001～0.01％

即使添加少量的所述B也能够提高淬透性，而且B是偏析在球状奥氏体晶界中而能够抑制由P或/及S的晶界偏析导致的热压成型部件的脆性的元素。但是，当B的含量小于0.0001％时，难以得到上述效果，当B的含量超过0.01％时，不仅会使上述效果饱和，而且热轧时会导致脆性，因此，B的上限优选控制为0.01％，更优选控制为0.005％以下。

此外，本发明的镀Al-Fe钢板及成型部件的特征在于，在所述组成的基础钢板上形成Al-Fe合金化层，其结构如下。

首先，具有形成在所述基础钢板表面且维氏硬度为200～800的Al-Fe合金化层(I)，所述Al-Fe合金化层(I)上形成有维氏硬度为700～1200的Al-Fe合金化层(III)。并且，所述Al-Fe合金化层(III)的内部沿着其长度方向连续或断续地形成有维氏硬度为400～900的Al-Fe合金化层(II)。

此外，本发明中，优选地，以重量％计，所述Al-Fe合金化层(I)中的Al的含量为5～30％，所述Al-Fe合金化层(II)中的Al的含量为20～50％，所述Al-Fe合金化层(III)中的Al的含量为40～70％。

此外，本发明中，所述合金化镀层中Al含量以重量％计为70％以下的Al-Fe金属间化合物相的截面面积分数优选超过99％。所述Al-Fe金属间化合物相的截面面积分数为99％以下时，卷板通过辊式矫直机时，镀层会脱落而会污染辊式矫直机，而且还存在使卷板表面变差的问题。更优选地，截面面积分数为100％，即完全合金化。

此外，本发明中组成所述镀Al-Fe钢板的基础钢板中的氢含量优选为0.5ppmw以下。所述基础钢板中的氢是进行Al-Si镀覆时流入的氢以及通过控制气氛的罩式退火时流入的氢。但是，通过罩式退火形成的Al-Fe镀层起到阻碍存在于基础钢板中的氢排出到外部的主要障碍物的作用，因此，在后续的热压成型时，与在加热炉中流入到钢板的氢一起会引起热压成型部件的氢致延迟断裂。但是，本发明的Al-Fe镀层的熔化温度超过1000℃，相比通常的热压成型加热温度高，从而镀层不会熔融。因此，本发明人确认了在热压成型时，由于Al-Fe镀层的存在，在加热炉中流入到基础钢板的氢不会进一步大幅增加，由此，分析出罩式退火钢板中存在的氢含量为0.5ppmw以下时，热压成型部件中不会发生氢致延迟断裂。

此外，本发明中的所述Al-Fe合金化层上形成有氧化物层，此时，需要所述氧化物的距镀覆钢板表面至0.1μm深度处的氧的平均重量％为20％以下。

此外，本发明中对具有如上所述的基础钢板的组成成分和Al-Fe合金化层的镀覆钢板进行热压成型，从而能够确保最终成型部件所需要的微细组织。本发明中，只要成型部件的拉伸强度超过1000MPa，则对成型部件的微细组织不作特别限定，但是，通过本发明所制造的部件可以以马氏体或贝氏体为主相，同时为了提高部件的延展性，也可以包含30％以下的残余奥氏体。此外，优选将铁素体控制为5％以下。当铁素体超过5％时，不仅会降低强度，而且裂纹容易沿着铁素体网传播，因此，容易使耐冲撞性和冲击韧性降低。

接着，对本发明的镀Al-Fe钢板和成型部件的制造方法进行详细说明。

首先，对本发明的镀Al-Fe钢板的制造方法进行说明。

本发明中，在具有如上所述的钢组成成分的基础钢板的表面形成Al-Si镀层。

本发明中，可以将根据众所周知的通常的制造工艺制造的冷轧钢板或经过酸洗的热轧钢板利用为基础钢板，它们的具体的制造条件不受限制。简述所述制造工艺的一个例子为如下。

首先，本发明中，在1000～1300℃下加热具有前述钢组成成分的钢坯，然后进行热轧。当所述加热温度低于1000℃时，难以实现板坯组织的均质化，当所述加热温度超过1300℃时，会形成过多的氧化层以及产生制造成本的上升。

接着，在Ar3温度以上且1000℃以下进行热精轧。当热精轧温度为Ar3温度以下时，容易产生二相域轧制，从而难以控制表层混粒组织及板形成。当热精轧温度超过1000℃时，容易发生热轧晶粒的粗大化。

并且，本发明中，在超过Ms温度且750℃以下的温度范围进行收卷卷板的工序。当收卷温度为Ms温度以下时，过度提高热轧材料的强度，因此，难以进行后续的冷轧操作。当收卷温度超过750℃时，氧化层的厚度会过度增加，从而具有难以进行表面酸洗的问题。

所述热轧钢板在酸洗后可以立即进行Al-Si镀覆。此外，为了更加精确地控制钢板的厚度，可以进行酸洗及冷轧。酸洗后，对冷轧压下率不进行特别的限定，但是，为了得到预定的目标厚度，可以以30～80％的冷轧压下率进行。并且，根据需要，为了减少冷轧前的冷轧负荷，也可以对热轧钢板或预先经过酸洗的热轧钢板进行罩式退火。此时，对罩式退火的条件不进行特别的限定，但是，为了降低热轧钢板的强度，可以在400～700℃下进行1～100小时来减少冷轧负荷。

如上所述经过冷轧的冷轧钢板可以进行连续退火及Al-Si镀覆。虽然对退火热处理工序不作特别的限定，但是，优选在700～900℃下进行。

接着，本发明中，将经过热处理的所述钢板通过镀浴，以在其表面进行Al-Si镀覆，此时，所述镀浴可以以Al为主要成分的同时由6～12％的Si、1～4％的Fe及其他杂质组成。

此外，以通常的制造条件，所述Al-Si镀覆附着量以一面为基准优选为30～130g/m²。当所述Al-Si镀覆附着量以一面为基准小于30g/m²时，难以确保所期望的热压成型部件的耐蚀性，当所述Al-Si镀覆附着量以一面为基准超过130g/m²时，由于过多的镀覆附着量，不仅会使制造成本上升，而且难以在卷板的全宽及长度方向上将镀覆量均匀地镀覆在钢板上。

之后，对用于实现本发明的目的的最重要的钢板(卷板)的罩式退火条件进行详细说明。

如上所述准备的镀Al-Si钢板在罩式退火炉(furnace)中进行加热。此时，加热炉气氛的露点温度优选低于-10℃。这是因为露点温度为-10℃以上时，钢板表面生成大量的氧化物，从而热压成型后会发生点焊性变差的问题。此外，罩式退火设备由于氧化而变差，从而不仅会使设备的维护成本上升，而且存在缩短寿命的问题。因此，加热炉气氛需要避免使用大气气氛，优选为氮或氢等能够充分降低露点温度的条件。

并且，加热钢板时，优选以1～500℃/小时的升温速度加热至所期望的热处理最高温度。如果升温速度小于1℃/小时，则由于加热炉气氛中以杂质存在的氧而在镀层表面形成过多的氧化物，由此，不仅难以确保热压成型后的点焊性，而且会大幅降低生产性。另一方面，当所述升温速度超过500℃/小时时，镀层的表层中会剩余一部分未合金化的层，这在后续的对钢板(卷板)进行辊式矫直时会导致镀层剥离的问题。

此外，优选在热处理最高温度为450～750℃的范围内保持1～100小时。当热处理最高温度低于450℃时，镀层的表层不会进行充分的合金化，从而辊式矫直时会容易发生镀层的剥离。但是，当热处理最高温度超过750℃时，在表层形成过多的氧化物，从而存在热压成型之后点焊性降低的问题。

并且，当所述保持时间小于1小时时，镀层难以实现充分的合金化，当所述保持时间超过100小时时，存在使生产性降低的问题。

此外，本发明中，在镀Al-Si钢板达到最高温度之前，可以进一步包括保持恒温的工序。这不仅是用于去除沾在钢板表面的防锈油或轧制油的工序，而且Fe等从基材铁扩散到镀层时使平衡地稳定化，从而能够期待镀层中的空隙(void)少且Al-Fe镀层的厚度变得均匀的效果，因此是有用的工序。

就所述保持温度而言，优选在300℃以上且低于Al-Si涂层熔融点的温度下保持1～100小时。这是因为所述保持温度低于300℃时难以得到如上所述的效果，并且所述保持温度为Al-Si镀层熔融点以上时镀层熔化而会得到不均匀的表面。

另外，上述罩式退火热处理之后，基础钢板的表面会形成Al-Fe合金化层，此时，所得到的Al-Fe合金化镀层的结构为如下。

此外，本发明中，所述Al-Fe镀层中Al含量以重量％计为70％以下的Al-Fe金属间化合物相的截面面积分数优选超过99％。更优选地，使截面面积分数为100％，即完全合金化。

形成有所述合金化镀层的钢板(卷板)之后通过炉冷或空气冷却等进行冷却。

本发明中通过所述制造方法制造的罩式退火钢板的基础钢板中的氢含量优选为0.5ppmw以下。其具体说明如前所述。

此外，以重量％计，本发明中的所述罩式退火钢板的距镀层表层部0.1μm处的氧含量优选为20％以下。这是因为氧含量超过20％时在后续的热压成型部件中表面氧化物的厚度变厚而会降低点焊性。

另外，上述提及的罩式退火条件与镀层的表面上存在的氧含量有密切关联，并且与热压成型部件的点焊性也有密切的关系。本发明人对上述相关关系进行反复研究的结果，确认了如下述关系式1控制罩式退火条件时，以重量％计，镀Al-Fe钢板的距镀层表面0.1μm处的氧化物的氧含量为20％以下，由此热压成型部件的点焊性优异。具体地，如图2所示，可以知道，下述关系式1为20以下时，以重量％计，镀Al-Fe钢板的距镀层表面0.1μm处的氧化物的氧含量为20％以下，并且确认了满足上述条件时，最终热压成型部件的点焊性优异。

[关系式1]

其中，DP(℃)表示露点温度，T_max(K)表示罩式退火热处理最高温度，HR(℃/小时)表示升温速度，t_mid(小时)表示在中间保持温度下的保持时间以及t_max(小时)表示在最高温度下的保持时间。

接着，对利用如上所述制造的镀Al-Fe钢板制造具有优异的耐氢致延迟断裂特性和点焊性的成型部件的方法进行说明。

首先，以1～1000℃/秒的速度，加热具有如上所述的Al-Fe镀层的镀覆钢板至奥氏体单相域以上。

所述升温速度小于1℃/秒时，难以确保充分的生产性。此外，由于加热时间过长，钢板的晶粒尺寸过大而会降低冲击韧性，而且部件表面形成过多的氧化物而降低点焊性。所述升温速度超过1000℃/秒时需要高成本的设备。

接着，优选在Ae3+30℃～Ae3+150℃的加热温度范围保持1～1000秒。所述加热温度低于Ae3+30℃时，将板坯(blank)从加热炉移送到模具的途中产生铁素体的可能性高，从而难以确保预定的强度，所述加热温度超过Ae3+150℃时，部件的表面形成过多的氧化物而难以确保点焊性。

并且，本发明中进行热压成型的同时对经过成型的部件进行冷却至M_f以下的温度，此时，冷却速度优选控制为1～1000℃/秒。当所述冷却速度小于1℃/秒时，形成不需要的铁素体而难以确保1000MPa以上的拉伸强度。另一方面，当所述冷却速度超过1000℃/秒时，需要昂贵且特殊的冷却设备。

优选地，如上所述制造的热压成型部件具有1000MPa以上的拉伸强度，同时拉伸强度与基础钢板中的氢浓度的乘积小于1300。这是因为所述拉伸强度与基础钢板中的氢浓度的乘积值为1300以上时，在拉伸试验中显示出最高强度之前发生断裂，由此难以确保充分的延伸率。

此外，所述部件的表层氧化物的距钢板表面0.1μm深度处的氧的平均重量％优选为40％以下。这是因为所述氧浓度超过40％时可进行点焊的电流范围小于1kA而点焊性变差。

具体实施方式

下面，通过实施例对本发明进行详细的说明。

(实施例1)

[表1]

真空熔解具有上述表1所示的常规22MnB5组成且厚度为40mm的板坯，在1200℃的加热炉中加热一个小时，然后通过热轧制造最终厚度为3mm的热轧钢板。此时，热轧条件是在900℃下终止热轧，并且炉冷温度为550℃。

接着，为了进行冷轧而对所述热轧钢板进行酸洗，并以50％的冷轧压下率进行冷轧。经过冷轧的钢板在780℃的退火温度下进行退火并进行Al镀覆。此时，Al镀浴由Al-9％的Si-2％的Fe及余量的杂质组成，镀覆量以一面为基准是80g/m²。

[表2]

利用如上所述制造的钢板，并以如上述表2所示变更气氛条件进行罩式退火。其他罩式退火热处理条件相同，从常温至目标温度的升温速度为每小时50℃，达到目标温度之前的中间保持温度和保持时间分别为500℃、5小时，并在最高目标温度的650℃下保持10小时之后经过20小时冷却至常温。但是，其中，现有例A-5是没有进行罩式退火的通常的镀Al材料，比较例A-4是罩式退火气氛的氧浓度和露点温度高于其他发明例的情况。

对如上所述经过罩式退火热处理的Al-Fe镀层测量了各层的硬度及Al含量、Al-Fe金属间化合物的分数、表层氧浓度、基础钢板的氢浓度及镀层是否产生剥离，并将其结果示于下述表3中。其中，维氏硬度是以1g的荷重测量各镀层的硬度，共在三处测量并取平均值来示出结果，氧浓度是利用GDS仪器示出距表层0.1μm处的值。并且，Al-Fe金属间化合物分数是利用光学测量镀层截面的总分析面积中除了没有合金化的Al区域之外的合金化的Al-Fe金属间化合物的面积分数的结果值。另外，各Al-Fe镀层中的Al含量是通过扫描电子显微镜(SEM)仪器进行点能谱(EDS)分析而测量的，基础钢板中的氢含量是利用气相色谱分析(Gas Chromatography)测量了以每小时100℃的速度加热试片至300℃时所释放的氢含量。此外，经过罩式退火热处理的镀Al-Fe钢板中，为了矫正形状而通过辊式矫直机时，为了评价耐剥离性，以70％的塑性分数(plastic fraction)通过辊式矫直机之后，镀层发生剥离时评价为X，镀层没有发生剥离时评价为O。

[表3]

如上述表1～3所示，可以知道满足钢的组成成分和罩式退火条件的发明例A-1、A-2及A-3中，将钢板通过辊式矫直机时均没有发生镀层的剥离。并且，与发明例A-2及A-3相比，发明例A-1的基材铁中的氢含量相对低。

图1的(c)是发明例A-3的光学照片，基础钢板的正上方由Al的含量为13％且维氏硬度值为525的Al-Fe合金化层(I)、Al的含量为35％且维氏硬度值为728并沿着镀覆钢板的长度方向连续或断续地分布的Al-Fe镀层(II)以及Al含量为57％且维氏硬度值为920的Al-Fe镀层(III)组成。

与此不同，现有例A-5是没有进行罩式退火的镀Al材料，图1的(a)中的(III)层的维氏硬度非常低为60，镀层与基材铁之间的抑制层(inhibition layer)(I)的维氏硬度为811。此外，除了没有合金化的Al区域以外，合金化的Al-Fe金属间化合物的面积分数为19.4％，相比其他例子低。

另外，比较例A-4的表层部的氧浓度高于发明例。

接着，利用上述经过罩式退火热处理的试片进行热压成型，此时的热处理条件为如下。即，将如上所述制造的试片装入预先加热至900℃的加热炉中并保持6分钟，接着进行空气冷却12秒，然后在模具中进行热压成型之后以每秒30℃以上的冷却速度快速冷却至常温。

从上述试片中取ASTM E8拉伸试片，并进行拉伸试验，拉伸曲线显示出最大强度之前发生断裂时评价为X，在之后发生断裂时评价为O，并将其结果示于下述表4中。此外，通过与上述表3相同的方法分析了基础钢板中的氢含量以及镀层中的氧浓度，并将其结果示于下述表4中。并且，由此通过ISO 18278-2方法评价了点焊电流范围。

[表4]

如上述表4所示，可以知道发明例A-1、A-2及A-3均能够确保拉伸特性以及适当的点焊电流范围。

与此不同，热压成型后的现有例A-5的基础钢板中检测出大量的氢含量，由此，拉伸试验时在显示出最大强度之前发生断裂而延伸率差。

此外，比较例A-4的表层中检测出由很多氧化物导致的大量的氧，由此难以确保1kA以上的点焊电流范围。

(实施例2)

如实施例1准备镀Al钢板，此时，基础钢板的组成、制造条件等与实施例1相同。此外，用于在基础钢板表面进行Al镀覆的镀覆工序也与实施例1相同。

如下述表5所示，以不同的罩式退火热处理条件对如上所述准备的镀Al钢板进行罩式退火。比较例A-5是中间保持时间过长的情况，比较例A-6和比较例A-7是罩式退火热处理温度脱离本发明的范围的情况，比较例A-10和比较例A-11是升温速度脱离本发明的范围的情况。

通过与实施例1相同的方法，测量如上所述经过罩式退火热处理的Al-Fe镀层的硬度、Al的含量、分数、浓度及是否产生镀层的剥离，并将其结果示于下述表6中。

[表5]

[表6]

如所述表5、6所示，可以知道罩式退火热处理条件满足本发明的范围的发明例A-1、A-2、A-3、A-5、A-8及A-9中的表层氧浓度、基础钢板的氢浓度等适当，并且耐剥离性也优异。

与此不同，可以知道，虽然比较例A-4和比较例A-6中没有发生镀层的剥离，但是表层的氧浓度高，比较例A-7和比较例A-11没有进行完全的合金化，从而在通过辊式矫直机时发生镀层的剥离。并且，比较例A-10的基材铁中的氢含量高。

另外，图1(b)为合金化约58％的比较例A-7，由Al的含量为16％且维氏硬度为816的基础钢板正上方的镀层(I)、Al的含量为约48％且维氏硬度为864的Al-Fe镀层(II)以及Al的含量为约92％且维氏硬度为55的Al镀层(III)组成。

之后，利用经过罩式退火热处理的试片进行热压成型，其热处理条件如下述表7所示，其他的空气冷却以及快速冷却与实施例1相同。并且，通过与实施例1相同的方法评价上述试片的拉伸试验、浓度及点焊电流范围，并将其结果也示于下述表7中。

[表7]

如所述表7所示，比较例A-4由于基础钢板中的大量的氢含量，拉伸试验时没有显示出正常的断裂，并且，由于表层的过多的氧含量难以确保充分的点焊电流范围。

此外，比较例A-6在拉伸试验中显示出正常的断裂，另一方面，比较例A-6无法确保适当的电流范围，比较例A-10由于基材铁中的大量的氢含量而无法确保充分的延伸率。

(实施例3)

真空熔解具有如下述表8中的组成且厚度为40mm的板坯，并进行热轧、冷轧、退火及Al镀覆，从而制造镀Al钢板，此时，具体的制造条件与实施例1相同。下述表8中的钢种P和Q是碳的含量或锰、铝的含量脱离本发明的范围的情况。

[表8]

[表9]

[表10]

利用上述钢板进行如所述表9进行罩式退火。均在满足本发明的范围的范围内进行罩式退火。并且，通过与实施例1所记载的相同的方法测量了如上所述经过罩式退火热处理的Al-Fe镀层的硬度、Al的含量、分数、浓度及镀层是否产生剥离，并将其结果示于上述表10中。可以知道所有分析结果均在本发明的范围内。

[表11]

之后，利用经过罩式退火热处理的试片进行热压成型，其热处理条件如所述表11所示。其他的空气冷却及快速冷却与实施例1相同。接着，通过与实施例1相同的方法评价了所述试片的拉伸试验、浓度及点焊电流范围。可以知道，发明例A～O均能够确保优异的拉伸特性及点焊电流范围，另一方面，比较例P难以确保所期望的预定的强度，比较例Q由于钢中的大量的碳、锰及铝的含量而难以确保适当的点焊电流范围。

如上所述，本发明的详细说明中对本发明的优选实施例进行了说明，但是，本发明所属技术领域中具有通常知识者能够在不脱离本发明的范畴的前提下进行各种变形。因此，本发明的权利范围并不局限于上述说明的实施例，而是由权利要求书及其等同物所决定。

Claims

1.耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板，其特征在于，其为在基础钢板与氧化物层之间形成有合金化镀层的用于热压成型的合金化镀铝钢板，以重量％计，所述基础钢板由C：0.1～0.5％、Si：0.01～2％、Mn：0.01～10％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Al：0.001～1.0％、N：0.001～0.02％、任选的以下元素以及余量的Fe和其他杂质组成：

0.01～4.0％的选自Cr、Mo及W中的一种以上，

0.001～0.4％的选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上，

0.005～2.0％的Cu+Ni，

0.001～1.0％的Sb+Sn，

0.0001～0.01％的B，并且

所述合金化镀层包括：

Al-Fe合金化层(I)，其形成在所述基础钢板上且维氏硬度为200～800Hv；

Al-Fe合金化层(III)，其形成在所述Al-Fe合金化层(I)上且维氏硬度为700～1200Hv；以及

Al-Fe合金化层(II)，其沿着钢板的长度方向连续或断续地形成在所述Al-Fe合金化层(III)的内部，且维氏硬度为400～900Hv；

并且所述氧化物层的距表层0.1μm深度处的氧的平均重量％为20％以下，

以重量％计，所述Al-Fe合金化层(I)中的Al的含量为5～30％，所述Al-Fe合金化层(II)中的Al的含量为20～50％，所述Al-Fe合金化层(III)中的Al的含量为40～70％。

2.根据权利要求1所述的耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板，其特征在于，所述合金化镀层中Al含量以重量％计为70％以下的Al-Fe金属间化合物相的截面面积分数超过99％。

3.根据权利要求1所述的耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板，其特征在于，所述基础钢板中的氢含量为0.5ppmw以下。

4.耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的热压成型部件，其特征在于，所述部件通过对权利要求1至3中任一项所述的镀覆钢板进行热压成型而制造，所述部件的微细组织以马氏体为主相，并且所述部件的拉伸强度为1000MPa以上。

5.根据权利要求4所述的耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的热压成型部件，其特征在于，所述部件的拉伸强度(MPa)与基础钢板中的氢浓度(ppmw)的乘积(Mpa·ppmw)小于1300。

6.根据权利要求4所述的耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的热压成型部件，其特征在于，所述部件的表层氧化物中的距其表面0.1μm深度处的氧的平均重量％为40％以下。

7.制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板的方法，其包括以下工序：

在基础钢板的表面形成Al-Si涂层，以重量％计，所述基础钢板由C：0.1～0.5％、Si：0.01～2％、Mn：0.01～10％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Al：0.001～1.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe及其他杂质组成；

在具有露点温度低于-10℃的气氛的加热炉中，以1～500℃/小时的升温速度对涂覆Al-Si的所述镀覆钢板进行加热至热处理最高温度450～750℃；以及

在所述热处理最高温度下保持1～100小时，从而在所述基础钢板的表面形成Al-Fe合金化镀层，

并且满足关系式1，

关系式1：

8.根据权利要求7所述的制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板的方法，其特征在于，在达到所述热处理最高温度之前，在300℃以上且低于Al镀层熔融点的温度下保持1～100小时。

9.根据权利要求7所述的制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板的方法，其特征在于，所述合金化镀层包括：

并且所述合金化镀层的上部形成有氧化物层，所述氧化物层的距表层0.1μm深度处的氧的平均重量％为20％以下。

10.根据权利要求9所述的制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板的方法，其特征在于，

11.根据权利要求7所述的制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的用于热压成型的镀铝铁合金钢板的方法，其特征在于，所述基础钢板中的氢含量为0.5ppmw以下。

12.制造耐氢致延迟断裂特性、镀层耐剥离性及焊接性优异的热压成型部件的方法，其包括以下工序：

通过权利要求7至11中任一项所述的制造方法准备镀覆钢板；

以1～1000℃/秒的升温速度将所述镀覆钢板加热至(Ae3+30℃)～(Ae3+150℃)的温度范围，然后保持1～1000秒；

对经过加热处理的所述镀覆钢板进行热压成型的同时以1～1000℃/秒的冷却速度进行冷却。