CN110100038A

CN110100038A - 耐腐蚀性和加工性优异的热浸镀铝系钢材及其制造方法

Info

Publication number: CN110100038A
Application number: CN201780079878.0A
Authority: CN
Inventors: 姜己哲; 黄铉锡; 宋渊均; 朴一祯
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2016-12-23
Filing date: 2017-12-22
Publication date: 2019-08-06
Anticipated expiration: 2037-12-22
Also published as: EP3561141A1; JP6839283B2; US20190381764A1; US11090907B2; WO2018117769A1; KR101858863B1; CN110100038B; JP2020509205A; EP3561141A4

Abstract

本发明公开一种热浸镀铝系钢材，所述热浸镀铝系钢材包括基础铁和热浸Al‑Si系镀层，其中，在所述基础铁的表层具有固溶2重量％至20重量％的Al的Al富集层，在所述基础铁和所述热浸Al‑Si系镀层的界面具有硬度不同的双层结构的界面合金层。

Description

耐腐蚀性和加工性优异的热浸镀铝系钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种耐腐蚀性和加工性优异的热浸镀铝系钢材及其制造方法。

背景技术

近年来，根据保护地球环境的二氧化碳的标准，持续要求车辆的轻量化以及提高车辆的碰撞稳定性的车辆用钢板的高强度化。

为了满足上述要求，近年来，开发了500MPa以上的1Gpa级的高强度钢板并应用于车辆中。作为提高钢板强度的方法，可以通过增加诸如碳等钢的强化成分的添加量来容易制造高强度钢板，但是，对于车身用钢板而言，在成型为车身的过程中不能产生裂纹，因此需要同时确保钢板的延展性。

为了同时确保车辆用钢板的强度和延展性，在钢中主要添加Mn、Si、Al、Cr、Ti等成分，并且通过适当调节所述元素的添加量并控制制造工艺条件，可以制造具有高强度和延展性的钢板。

另一方面，通常，为了延长车辆的寿命，需要提高用于车辆的钢板的耐腐蚀性，为此，使用热浸镀锌钢板。

对于具有900MPa以上的强度的车辆用高强度钢板而言，在钢中包含C、Si、Mn、Al、Ti、Cr等元素。在利用将包含所述钢成分的钢板作为基材并且在其上热浸镀锌的热浸镀锌钢板组装车身时，如果实施电阻点焊(resistance spot welding)，则熔融Zn渗透到作为焊接部热影响部(heat affected zone)的肩部的基础铁晶界内部，使得晶界结合弱化。在焊接工艺过程中发生液态金属脆化(liqud metal embrittlement，LME)现象，该现象为：由于液相Zn而弱化的晶界中由于冷却步骤中通过凝固收缩产生的应力而产生裂纹。为了解决由锌引起的LME裂纹问题而应用热浸镀铝时，虽然可以解决LME裂纹问题，但是普通的镀铝不具有如镀锌等的牺牲腐蚀保护性，并且耐腐蚀性差，因此，难以用于车辆车身用材料。

为了解决所述问题提出了各种技术，其中，专利文献1中提出了一种在热浸镀铝的成分中添加5～15％的Mg的技术。Mg作为具有高氧亲和力的元素，与铝相比具有在腐蚀环境中更快速氧化或腐蚀的特性。在腐蚀环境中Mg与镀层表层的氧反应而在表面形成膜形状的氧化物，抑制镀层内部发生氧化或铝暴露于表层而氧化的二次腐蚀，从而可以确保耐腐蚀性。为了确保利用所述Mg的牺牲腐蚀保护性的热浸镀铝的耐腐蚀性，需要添加5％以上的Mg。但是，当在镀浴中添加5％以上的Mg时，由Mg引起的氧化物和浮渣(dross)的生成量急剧增加，使得钢板表面的缺陷率增加，并且难以保持包含Mg的镀浴中的组成，从而生产管理和成本增加。

另一方面，专利文献2中提出了一种对通过热浸镀覆形成的铝-硅-镀覆钢板进行热处理以进行合金化的技术。该技术是在钢板上形成热浸镀铝-硅层，并将其冷却至室温之后进行收卷，然后通过对剪切成预定尺寸的试片单独进行热处理以进行合金化的方法。该方法是主要用于热压加工的方法，是将镀铝硅钢板加热至奥氏体稳定化区域的温度并保持几分钟以使镀层合金化，然后对钢板赋予延展性之后，使加工变得容易，并且在加工后实施快速冷却以形成高强度的马氏体相，从而使成型产品高强度化的方法。在所述方法中，由于热处理经过几分钟的较长时间，Fe的镀层扩散量增加，因此合金相仅由Fe含量高的合金相构成，并且通过切割试片单元的热处理进行合金化，从而无法通过连续工艺制造镀铝合金钢板。

现有技术文献

[专利文献]

(专利文献1)韩国公开专利公报第10-2012-0128648号

(专利文献2)韩国授权专利公报第10-0836282号

发明内容

(一)要解决的技术问题

本发明的多个目的之一是提供一种耐腐蚀性和加工性优异的热浸镀铝系钢材及其制造方法。

(二)技术方案

本发明的一个方面提供一种热浸镀铝系钢材，所述热浸镀铝系钢材包括基础铁和热浸Al-Si镀层，其中，在所述基础铁的表层具有固溶2重量％至20重量％的Al的Al富集层，在所述基础铁和所述热浸Al-Si镀层的界面具有硬度不同的双层结构的界面合金层。

本发明的另一方面提供一种热浸镀铝系钢材的制造方法，包括以下步骤：以T_B+40℃至T_B+100℃的引入温度，将基础铁浸渍到热浸镀浴中以进行镀覆，以重量％计，所述热浸镀浴由2～13％的Si以及余量的Al和不可避免的杂质构成；通过气刀控制所述基础铁表面的镀覆量；以及对控制镀覆量的所述基础铁实施合金化热处理。

(三)有益效果

本发明的多种效果之一是根据本发明的热浸镀铝系钢材的耐腐蚀性和加工性优异。

本发明的多种有益的优点和效果不局限于上述内容，可以在说明本发明的具体实施方式的过程中更容易理解。

附图说明

图1是本发明的热浸镀铝系钢材的示意图。

最佳实施方式

下面，对本发明的一个方面的耐腐蚀性和加工性优异的热浸镀铝系钢材进行详细说明。

图1是本发明的热浸镀铝系钢材100的示意图。参照图1，本发明的热浸镀铝系钢材100可以依次包括基础铁10、下部合金层20、上部合金层30和热浸镀Al-Si系层40。

首先，对热浸镀Al-Si系层40的合金组成和优选组成范围进行详细说明。

热浸镀Al-Si系层40包含Si，余量为Al和不可避免的杂质。另外，根据需要，所述热浸镀Al-Si系层40还可以包含Be和Sr中的一种以上。

Si含量可以是2～13重量％。Si和Al形成二元合金，并且当Si含量约为12重量％时，形成共晶点(eutectic point)，合金的熔融点最低。添加Si时降低铝锭(ingot)的熔点，从而具有可以将镀浴温度控制为低的优点。当镀浴温度降低时，由于溶出到镀浴中的Fe和Al以及镀浴组成成分之间的化学结合而产生的固相的浮渣的产生量减少。但是，当Si含量超过13重量％时，镀浴温度再次上升，并且镀层内的Si不会固溶在Al基体内，而形成针状的Si相，形成的针状的Si结晶具有强度高、脆性高的特征，因此，镀覆钢材的成型性可能变差。另一方面，Si起到抑制Fe和Al之间形成过度的合金相的作用，当Si含量小于2重量％时，抑制Fe-Al合金相形成的功能变弱，从而Fe-Al合金相分数可能变得过高。

Be和Sr中的一种以上的含量分别可以是0.5重量％以下。Be和Sr是强氧化性元素，当镀浴中包含所述元素时，在镀浴表面形成Be和Sr的氧化膜，从而由镀浴蒸发引起的灰分(ash)的产生量降低，并且在镀层表面也形成Be和Sr的氧化膜，从而使表面稳定化。但是，当Be和Sr的含量过多时，Be系氧化物和Sr系氧化物以粒子形态附着在钢板表面，从而可能引起表面外观不良或未镀覆，并且制造成本过度增加，因此，将Be和Sr含量的上限分别限制在0.5重量％。

除了所述组成以外，其余为Al。但是，在一般的制造过程中，可能从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此，无法排除所述杂质。这些杂质对于本技术领域的普通技术人员来说是周知的，因此，在本说明书中不特别提及其全部内容。例如，所述杂质可以是Si、Mn、P、S、Cu、Mg、Zn、Co、Ca、Na、V、Ga、Ge、As、Se、In、Ag、W、Pb、Cd，当这些杂质的含量分别小于0.1％时，不会降低本发明的效果。

下面，对基础铁10进行详细说明。在本发明中，对所述基础铁的合金组成和形态不作特别限制，例如，所述基础铁可以是包含C、Si、Mn、P、S、Al等合金元素的钢板或钢线材。

基础铁10的特征在于，在基础铁10的表层具有固溶2重量％至20重量％的Al的Al富集层15。

如上所述，一般的镀铝不具有如镀锌等的牺牲腐蚀保护性，因此，当镀覆钢板被切割或在镀层表面产生划痕等而使基础铁暴露在外部时，在切割面或与划痕相邻的区域的基础铁中，腐蚀因素(腐蚀原因物质)向基础铁的厚度(深度)方向渗透。

但是，根据本发明的发明人的研究结果，可知当在基础铁的表层形成Al富集层时，即使镀覆钢板被切割或在镀层表面产生划痕等，腐蚀因素向基础铁表层的Al富集层的宽度方向扩展，而不是向基础铁的厚度(深度)方向扩展，从而可以有效防止基础铁的腐蚀。

在本发明中，Al富集层表示Al浓度为2重量％以上的区域。作为判断富集层的区域的一个方法，利用扫描电子显微镜(SEM)能谱仪(EDS)对镀层-基础铁的截面在镀层-基础铁界面的垂直方向上实施线轮廓(line profile)分析，以定义Al浓度为2重量％以上的位置，然后在同一试片内以5μm的间距实施线轮廓(line profile)分析20次，以将连接Al浓度为2重量％的位置的部分定义为边界，并将其内部的区域定义为富集层。

Al富集层15内Al的平均固溶含量优选为2重量％至20重量％，更优选为3重量％至15重量％，再进一步优选为5重量％至10重量％。当Al富集层15内Al固溶含量过低时，基础铁的防腐蚀效果可能不充分，另一方面，当Al富集层15内Al固溶含量过高时，由于产生过多的脆性高的Fe-Al系金属间化合物，成型时加工性可能变差。

在本发明中，对测量Al富集层15内Al的固溶含量的方法不作特别限制，例如，可以使用如下方法。即，垂直切割镀覆钢板后利用能谱仪(Energy Dispersive Spectroscopy，EDS)对每个部位测量对应于富集层的区域的厚度方向中心部的Al含量5次，并将其平均值定义为Al固溶含量。此时，为了提高分析的准确度，将测量部位数量设定为30个以上，并且可以将每个测量部位的Al固溶含量的平均值定义为最终Al固溶含量，并且每个测量部位可以在垂直于厚度方向的方向上以等间距设置。

所述Al富集层15的Al固溶含量与基础铁10的Al固溶含量之比优选为2以上，更优选为3以上，再进一步优选为5以上。当Al固溶含量之比小于2时，基础铁的防腐蚀效果可能不充分。另一方面，平均Al含量之比越大，对防止基础铁的腐蚀越有利，因此，在本发明中，对其上限不作特别限制。

Al富集层15的平均厚度优选为0.5～2μm。当平均厚度小于0.5μm时，由于其厚度过薄，在腐蚀进行时可能无法沿Al富集层腐蚀，另一方面，当Al富集层的平均厚度超过2μm时，由于其厚度过厚，Al富集层内Al含量为20％以上而变得过高，产生过多的高脆性Fe-Al系金属化合物，可能会导致成型时加工性变差。

下面，对双层结构的界面合金层20、30进行详细说明。

下部合金层20形成在基础铁10上以起到改善镀覆附着性的作用。下部合金层20的特征在于，所述下部合金层20由FeAl₂、FeAl₃和Fe₂Al₅中的一种以上的Fe-Al系合金构成，并且硬度为800Hv以上。

下部合金层20的占有面积率优选为2％以上，更优选为3％以上。当下部合金层20的占有面积率小于2％时，由于镀覆性变差，可能发生未镀覆。另一方面，下部合金层20的占有面积率越大，对改善镀覆性越有利，因此，在本发明中，对其上限不作特别限制，但是当下部合金层20的占有面积率超过20％时，可能发生脆性，因此，考虑到这一点可以将下部合金层20的占有面积率的上限限制在20％。更优选的上限可以是10％，再进一步优选的上限可以是8％。其中，占有面积率表示沿厚度方向切割热浸镀铝系钢材时下部合金层20的厚度与下部合金层20、上部合金层30和热浸镀Al-Si系层40的厚度之和的比。

下部合金层20内Fe含量优选为45～60重量％。当Fe含量小于45重量％时，Fe-Al系合金相可能无法均匀地形成在整个基础铁表面上，另一方面，当Fe含量超过60重量％时，可能形成Fe-Al系金属间化合物中除FeAl₂、FeAl₃和Fe₂Al₅以外的合金相。

上部合金层30形成在下部合金层20上以起到防止合金层20和基础铁10因腐蚀环境下的腐蚀因素而腐蚀的屏障(barrier)作用。上部合金层30的特征在于，所述上部合金层30由Fe-Al-Si系合金构成，并且硬度为350Hv以上。

上部合金层30内Fe含量优选为40～65重量％。当Fe含量小于40重量％时，Fe含量没有达到形成Fe-Al-Si三元合金相所需的Fe含量，从而可能无法形成合金相，另一方面，当Fe含量超过65重量％时，Fe含量超过形成Fe-Al-Si三元合金相所需的Fe含量，从而可能形成与Al、Si固溶的Fe铁素体相。

上部合金层30内Si含量优选为5～20重量％，更优选为5～15重量％。当Si含量小于5重量％时，Si含量没有达到形成Fe-Al-Si三元合金相所需的Si含量，从而可能无法形成合金相，另一方面，当Si含量超过20重量％时，Si含量超过形成Fe-Al-Si三元合金相所需的Si含量，Si形成单独的相，并且提高镀层的脆性，从而成型时加工性可能降低。

在本发明中，对测量双层结构的界面合金层20、30内Fe和Si含量的方法不作特别限制，例如，可以使用如下方法。即，在垂直切割镀覆钢板之后，使用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)以100000倍率拍摄其截面照片，然后使用能谱仪(Energy Dispersive Spectroscopy)测量各合金层内每个晶粒的Fe和Si含量3次，并且测量5个晶粒，然后可以将其平均值定义为双层结构的界面合金层20、30内Fe和Si含量。

以上说明的本发明的热浸镀铝系钢材可以通过各种方法制造，对其制作方法不作特别限制。然而，作为一个优选实例，将基础铁浸渍到满足如上所述的成分体系的热浸镀浴中以实施镀覆，通过气刀控制镀覆量后实施合金化热处理，从而可以制造热浸镀铝系钢材，这种情况下，更优选在如下条件下制造。

(1)控制基础铁的镀浴引入温度

为了充分确保Al富集层内Al浓度，在引入热浸Al-Si系镀浴之前，需要将基础铁的表面温度升高到预定温度以上，然后将其投入到热浸Al-Si系镀浴中，更具体地，需要将基础铁的引入温度控制在T_B+40℃至T_B+100℃。其中，T_B表示热浸Al-Si系镀浴温度。当基础铁的引入温度小于T_B+40℃时，由于Al没有充分扩散，Al富集层内Al浓度可能不充分，另一方面，当基础铁的引入温度超过T_B+100℃时，由于Al过度扩散，Al富集层内Al浓度过高，产生过多的脆性高的Fe-Al系金属间化合物，从而成型时加工性可能变差。

另一方面，在本发明中，对热浸Al-Si系镀浴温度不作特别限制，可以应用一般的热浸Al-Si系镀浴水平，例如，可以是560～660℃。

(2)控制镀覆量之后立即实施合金化热处理

优选地，为了容易形成Al富集层，在控制镀覆量之后立即实施合金化热处理。其中，立即执行可以表示在控制镀覆量的热浸Al-Si系镀覆钢材的表面温度达到热浸Al-Si系镀层的熔点之前实施合金化热处理。当热浸Al-Si系镀覆钢材的表面温度达到热浸Al-Si系镀层的熔点以下的温度之后实施合金化热处理时，即使实施合金化热处理，由于热浸Al-Si系镀层内Al难以扩散至基础铁，因此，可能难以形成所需的Al富集层。

(3)通过感应加热方式实施合金化热处理

用于合金化热处理的热处理方法可以有各种方法，但是，优选地，为了容易形成Al富集层，通过感应加热方式来实施合金化热处理。与其他方式不同，当通过感应加热方式实施热处理时，在热处理过程中，基础铁和热浸Al-Si系镀层的界面温度高于热浸Al-Si系镀层表面的温度，因此，热浸Al-Si系镀层内Al容易扩散到基础铁。

(4)控制合金化热处理条件

优选地，在实施合金化热处理时，将加热温度控制在700～900℃、加热温度下的保持时间控制在2～60秒。这是为了获得所需的双层结构的界面合金层，当加热温度小于700℃或保持时间小于2秒时，可能难以形成双层结构的界面合金层，另一方面，当加热温度超过900℃或保持时间超过60秒时，由于发生过度的合金化，成型时加工性可能变差。

另一方面，升温至加热温度的升温速度优选控制在10～350℃/秒。这是为了获得所需的Al富集层和双层结构界面合金层，当升温速度超过所述范围时，由于Al富集层内Al浓度超出本发明中提出的范围或发生过度的合金化，成型时加工性可能变差。

具体实施方式

下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，这些实施例仅是用于例示本发明的实施，本发明并不限定于所述实施例，这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容来确定。

(实施例)

制造板坯，以重量比计，所述板坯具有0.15％的C、1.0％的Si、2.3％的Mn、0.037％的Al、0.5％的Ti、10ppm的N、5ppm的P、13ppm的S的组成。使用所述板坯在1200℃的温度下保持1小时，然后在900℃下进行精轧后冷却至650℃，并在保持为650℃的保温炉中保持1小时后实施炉冷。

通过肉眼观察完成冷却的热轧钢板是否产生热轧裂纹，并用60℃、17体积％的HCl溶液实施酸洗30秒，以溶解钢板表面的氧化铁。如果对部分试片而言30秒的酸洗不充分，则在相同的条件下进一步酸洗20秒，并且对完成酸洗的钢板以55％的压下率实施冷轧。

通过预处理去除粘在所述冷轧钢板表面的杂质，然后投入到连续镀锌线(CGL)退火工艺中，并在843℃的加热温度下加热60秒，然后经过缓慢冷却(以1.6℃/秒冷却至650℃)和快速冷却(以10℃/秒冷却至350℃)，并经过再加热退火(450℃)之后，分别投入到具有表1的组成的镀浴中。镀覆条件分别以表2中所示的条件实施，并且在实施热浸镀覆之后，使用气刀将单面基准的镀覆量调节为80g/m²，在达到镀层的熔点之前，通过感应加热方式以表2中所示的热处理条件实施合金化热处理后进行冷却。此时，在所有实施例中，将升温速度设置在恒定的30℃/秒。

然后，为了评价耐腐蚀性，利用盐水喷雾试验(salt spray test，SST)进行40小时的盐水喷雾试验之后，去除合金镀覆钢板表面产生的红锈，然后利用千分尺测量腐蚀深度，并将测量结果表示在以下表3中。另外，在常温下，将合金镀覆钢板成型为形状的微型缓冲件，并通过肉眼确认加工部是否产生裂纹，并表示在以下表3中。

[表1]

[表2]

[表3]

发明例1至7全部满足本发明中提出的条件，在基础铁表层产生Al富集层，富集层内Al浓度为2～20％范围，并且富集层厚度为0.5～2μm范围。在盐水喷雾试验40天之后，腐蚀深度为100μm以下，良好。在镀层内形成满足本发明中提出的组成和厚度范围的下部合金相，存在作为上部合金相的Fe-Al-Si合金相，并且加工时没有产生裂纹。镀浴中含有微量的Be或Sr的发明例6至7中，由于镀覆工艺中Al的气化而产生的灰分(ash)少，从而容易加工。

发明例1至7中，下部合金相包含FeAl₂、FeAl₃和Fe₂Al₅中的一种，并且硬度均高于820Hv，上部合金相均由Fe-Al-Si系合金形成，并且硬度高于370Hv。

比较例1、2、5、7、8和10中，在钢板的镀浴引入温度与镀浴温度相比没有充分高的状态下进行镀覆和合金化，从而Al富集层内Al浓度小于2％，并且富集层厚度小于0.5μm。下部合金相的面积也小于3％。这种情况下，测量的腐蚀深度为100μm以上，表现出耐腐蚀性差。

比较例4、6和9中，在钢板的引入温度与镀浴温度相比过高的状态下进行镀覆和合金化，从而Al过度扩散到基础铁，Al富集层内Al浓度超过20％，并且富集层的厚度也超过2μm。这种情况下，过度形成硬度和脆性高的下部相，从而加工时镀层产生裂纹。腐蚀深度测量结果为200μm以上，耐腐蚀性差。

比较例2、6和9中，镀层内Si含量小于2重量％，低于本发明中提出的范围。其原因在于镀浴内Si含量低，由于镀层内低Si含量，无法形成作为上部合金相的Fe-Al-Si相，因此下部合金相过度发展。硬度和脆性高的下部合金相过度发展，因此加工时产生裂纹。

比较例5和8中，镀层内Si含量超过13重量％，超出本发明中提出的范围。其原因在于镀浴内Si含量高，由于镀层内高Si含量，Si形成单独的相，并且由于单独Si相脆性高的特性，加工时产生裂纹。

比较例11、12和13中，虽然镀层的制造条件满足本发明中提出的范围，但是镀浴的组成超出本发明中提出的范围。当镀浴的Si含量没有达到本发明的范围时，在合金化工艺之后，无法形成充分的合金相，因此，不能确保耐腐蚀性。当镀浴的Si含量超出本发明中提出的范围时，由于过度形成强度和脆性高的Fe-Al系合金相，加工性差。

Claims

1.一种热浸镀铝系钢材，所述热浸镀铝系钢材包括基础铁和热浸Al-Si系镀层，其中，

在所述基础铁的表层具有固溶2重量％至20重量％的Al的Al富集层，

在所述基础铁和所述热浸Al-Si系镀层的界面具有硬度不同的双层结构的界面合金层。

2.根据权利要求1所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述Al富集层的平均Al含量与所述基础铁的平均Al含量之比为2以上。

3.根据权利要求1所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述Al富集层的平均厚度为0.5～2μm。

4.根据权利要求1所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述双层结构的界面合金层包括：

下部合金层，形成在所述基础铁上；以及

上部合金层，形成在所述下部合金层上，并且硬度低于所述下部合金层的硬度。

5.根据权利要求4所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述下部合金层由FeAl₂、FeAl₃和Fe₂Al₅中的一种以上的Fe-Al系合金构成，并且硬度为800Hv以上。

6.根据权利要求5所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述下部合金层包含45～60重量％的Fe。

7.根据权利要求4所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述下部合金层占有的面积率为2％以上。

8.根据权利要求4所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述上部合金层由Fe-Al-Si系合金构成，并且硬度为350Hv以上。

9.根据权利要求8所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述上部合金层包含40～65重量％的Fe和5～20重量％的Si。

10.根据权利要求1所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述热浸Al-Si系镀层包含2～13重量％的Si。

11.根据权利要求10所述的热浸镀铝系钢材，其中，

所述热浸Al-Si系镀层还包含0.5重量％以下的Be和0.5重量％以下的Sr中的一种以上。

12.一种热浸镀铝系钢材的制造方法，包括以下步骤：

以T_B+40℃至T_B+100℃的引入温度，将基础铁浸渍到热浸镀浴中以进行镀覆，以重量％计，所述热浸镀浴由2～13％的Si以及余量的Al和不可避免的杂质构成；

通过气刀控制所述基础铁表面的镀覆量；以及

对控制镀覆量的所述基础铁实施合金化热处理。

13.根据权利要求12所述的热浸镀铝系钢材的制造方法，其中，

通过感应加热方式实施所述合金化。

14.根据权利要求12所述的热浸镀铝系钢材的制造方法，其中，

在实施所述合金化热处理时，加热温度为700～900℃，在所述加热温度下的保持时间为2～60秒。

15.根据权利要求14所述的热浸镀铝系钢材的制造方法，其中，

升温至所述加热温度的升温速度为10～350℃/秒。

16.根据权利要求12至15中任一项所述的热浸镀铝系钢材的制造方法，其中，

所述镀浴中还包含0.5重量％以下的Be和0.5重量％以下的Sr中的一种以上。