CN110234781A - 热冲压用合金化镀Al钢板及热冲压构件 - Google Patents

Abstract

本发明为一种热冲压用合金化镀Al钢板，其是在表面具有包含A相(含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe‑Al系合金相)且厚度为15μm以上的Al‑Fe合金层的钢板，在钢板的与表面垂直的断面的最上表面中，A相所占的长度的比率为10％～50％。

Description

热冲压用合金化镀Al钢板及热冲压构件

技术领域

本发明涉及适合于作为可得到高强度的构件的成形方法之一的热冲压法的热冲压用合金化镀Al钢板及热冲压构件。

背景技术

在汽车等输送机械的领域，正在积极地进行向由使用高强度材料带来的车身的质量降低的努力。即，近年来，伴随着碰撞安全性确保、新功能的搭载而存在车身质量增加的倾向。正在标榜：抵消该车身质量的增加，尽可能提高油耗效率而削减二氧化碳的排出量。由于这样的理由，在汽车等输送机械的领域，高强度钢板的使用量正在稳步地增加。

在这样的高强度钢板的使用扩大的潮流中成为大障碍的是：在提高钢板的强度的情况下所不可避免的被称为“形状冻结性的劣化”的现象的明显化。该现象是由于伴随着钢板的高强度化而塑性加工后的制品中的回弹量增加导致变得不容易得到目标形状的总称。为了解决该现象，正在进行的是：在低强度材料(形状冻结性优异或不成为问题的材料)中不需要的加工工序的追加(例如精压)；进行制品形状的变更。但是，就这些解决计策而言，产生了下述问题：因工数增加而导致成本的增加；不得不从所期望的设计形状进行变更。

作为解决这种问题的一个方法，被称为热冲压法的热成形方法受到关注。热冲压法是下述方法：将钢板(被加工材料、坯料)加热至规定的温度(一般是成为奥氏体相的温度)从而降低强度(即，使成形变得容易)之后，用比被加工材料低温(例如室温)的模具进行成形。通过采用热冲压法，能够对制品容易地赋予形状、并且利用了钢板与模具的温度差来进行骤冷热处理(淬火)从而确保成形后的制品的强度。这样的热冲压法在近年来其有用性被广泛认识，应用例也正在稳步地增加。

另一方面，伴随着热冲压法的利用扩大，迄今为止没有被视为问题的热冲压法的弱点即生产率低作为务必想要解决的课题正被逐渐认识。例如，在考虑由一块坯料通过1个压制工序(1个冲程；1stroke)来制造1个部件的情况下，如果是以往方法即冷压法，则每秒压制1个是完全容易的。该例子的情况下的生产率大多被标记为每分钟60个冲程(60strokeperminute)、简记为60spm。

与此相对，在热冲压法中，主要由于下面的两个主要原因，存在以相同的标记法来表现的情况下的生产率最多不过2、3spm的问题。主要原因之一是：需要将坯料加热至规定的温度的时间。另外，另一个主要原因是：在用模具成形(压制)之后，为了可靠地进行被加工材料的冷却，大多在下死点保持一定时间。

改善这样的热冲压法的低生产率的手段之一有将坯料急速加热的方法。该方法是想要改善上述的热冲压法的低生产率的原因中的上述前者的主要原因的方法。坯料的急速加热方法中有各种方法，其中通电加热法由于设备不怎么成为大规模，所以开始被一部分生产者采用。

例如在专利文献1中公开了一种热压成形方法，其特征在于，在模具内在金属板的两端部各自安装一处以上的电极，对该电极之间施加电流，利用焦耳热将金属板加热至规定的加工温度后，进行压制成形。

可是，在成形后的部件需要耐蚀性的情况下，作为选择项之一可列举出使用镀Al钢板作为坯料。在将镀Al钢板通过通电加热法进行加热时，需要使用于通电的电极与钢板接触。一般来说，电极为铜制或铜合金制，在通电时被水冷。因此，即使进行通电加热，在镀Al钢板中的电极所接触的部分，Al镀层也不会被加热至成为Al-Fe合金那样的温度。因此，就热冲压法而言，变成生产该部分维持未合金状态的压制成形品(热冲压品)。

镀Al的未合金部分存在点焊性差的问题。即，存在下述这样问题：如果对镀Al的未合金部分连续地进行点焊，则Al沉积在焊接用的电极上，必须频繁地进行该除去。即，在热冲压品中存在镀Al的未合金部分就是存在被迫进行下述选择这样的课题：不使用该部分(与成品率的降低有关)；用在不对该部分进行焊接即可处理的部件设计(设计的自由度受到限制)；或接受低效的焊接工序(生产率降低)。

针对这样的问题，在专利文献2中公开了一种方法，其对镀Al钢板使用箱式退火炉进行热处理，制成将Al镀层合金化的钢板(以下称为合金化镀Al钢板)之后供于热冲压。如果是该方法，则未合金Al镀层的点焊性的问题也被消除。然而，由于需要长时间的退火，因此担心疲劳特性与耐蚀性的兼顾，无法期望生产率的提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-18531号公报

专利文献2：日本特开2011-137210号公报

发明内容

发明所要解决的课题

预先使Al镀层合金化的合金化镀Al钢板由于能够应对热冲压法中的急速加热，因此是对提高热冲压法的生产率有效的钢板。除此以外，在合金化镀Al钢板的应用存在增大倾向的汽车等输送机械/输送车辆的领域，期望除了上述耐蚀性以外还具备疲劳特性的钢板。即，如果热冲压用的合金化镀Al钢板为疲劳特性和耐蚀性优异的钢板，则可应用的范围也变广。

然而，迄今为止，关于热冲压用的合金化镀Al钢板，没有对合金化镀层与耐蚀性及疲劳特性的关联进行研究。因此，期望开发可兼顾耐蚀性和疲劳特性的热冲压用的钢板。

本发明是鉴于这样的实际情况而提出的，课题是提供为了通过热冲压法来制造耐蚀性和疲劳特性优异的热冲压构件而适宜的热冲压用合金化镀Al钢板。

另外，本发明的课题是提供耐蚀性和疲劳特性优异的热冲压构件。

用于解决课题的手段

本发明的发明者着眼于作为热冲压用的合金化镀Al钢板的有用性，为了提供热冲压后的疲劳特性和耐蚀性也优异的合金化镀Al钢板而进行了研究。

首先，本发明的发明者在众多的合金化热处理条件下试制合金化镀Al钢板，进行了热冲压的实验。然后，将所得到的热冲压后的热冲压构件的各特性与Al-Fe合金层的相构成进行关联来进行了调查。

其结果获知：热冲压构件的强度、延展性不会受到Al镀层的合金化条件的影响，即热冲压构件的强度、延展性不依赖于合金化Al镀层的相构成和形态。其另一方面，发现了：热冲压构件的疲劳特性和耐蚀性依赖于热冲压前的合金化镀Al钢板的合金化Al镀层的相构成和形态。

然后进一步进行了深入研究，结果弄清楚了可得到优异的疲劳特性和耐蚀性的合金化Al镀层的相构成和形态。而且，还新发现了用于得到这种钢板的合金化条件。

本发明是基于上述这样的新认识而完成的，其主旨如下所述。

(1)一种热冲压用合金化镀Al钢板，其具备钢板和形成于上述钢板的表面的厚度为15μm以上的Al-Fe合金层，

所述钢板的钢成分以质量％计含有：

C：0.18～0.36％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.2～2.2％、

P：0.001～0.03％、

S：0.0001～0.02％、

Cr：1.1～2.1％、

N：0.001～0.01％、

Ti：0.01～0.5％、

Al：0.01～0.1％、

B：0.0001～0.01％

剩余部分包含Fe及杂质，

其中，在上述Al-Fe合金层中包含含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相，上述钢板的与表面垂直的断面的最上表面中的上述Fe-Al系合金相所占的长度的比率为10％～50％。

(2)根据(1)所述的热冲压用合金化镀Al钢板，其中，上述钢成分以质量％计进一步含有Nb：0.01～1.0％。

(3)一种热冲压构件，其是通过将(1)或(2)所述的热冲压用钢板加热至至少其一部分成为奥氏体相的温度后，通过用模具进行成形而在同一工序中进行成形和淬火来得到的。

(4)一种热冲压构件，其具备钢材和形成于上述钢材的表面的厚度为15μm以上的Al-Fe合金层，

所述钢材的钢成分以质量％计含有：

C：0.18～0.36％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.2～2.2％、

P：0.001～0.03％、

S：0.0001～0.02％、

Cr：1.1～2.1％、

N：0.001～0.01％、

Ti：0.01～0.5％、

Al：0.01～0.1％、

B：0.0001～0.01％

剩余部分包含Fe及杂质，

其中，在上述Al-Fe合金层中包含含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相，上述钢板的与表面垂直的断面的最上表面中的上述Fe-Al系合金相所占的长度的比率为10％～50％。

(5)根据(4)所述的热冲压构件，其中，上述钢成分以质量％计进一步含有Nb：0.01～1.0％。

发明效果

根据本发明，能够提供为了通过热冲压法来制造耐蚀性和疲劳特性优异的热冲压构件而适宜的热冲压用合金化镀Al钢板。

另外，根据本发明，能够提供耐蚀性和疲劳特性优异的热冲压构件。

特别是，根据本发明的热冲压用合金化镀Al钢板，即使是在用于热冲压的加热中采用了通电加热等急速加热方式的情况下，也能够生产疲劳特性和耐蚀性优异的冲压品(热冲压构件)。另外，由于部件制造者(实施热冲压的人)可以采用通电加热等急速加热手段而不是采用以往的利用退火炉的加热手段，因此能够提高冲压品的生产率。

附图说明

图1是说明在合金化热处理后的热冲压用钢板(合金化镀Al钢板)的与表面垂直的断面中Al-Fe合金层的最上表面中的A相(含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相)的长度和A相相对于Al-Fe合金层的最上表面的长度比率的示意图。

图2是合金化热处理的温度历程的示意图。

图3是表示疲劳试验片的图。图中的数值的单位为mm。

图4是表示在实施例1中钢中Cr浓度和A相比率成为50％时的式(1)的中边的值的关系的图表。

图5是帽型热冲压构件的示意立体图。图中的数值的单位为mm。

具体实施方式

本发明的热冲压用合金化镀Al钢板具备钢板和形成于该钢板的表面的厚度为15μm以上的Al-Fe合金层。钢板为下述钢板：作为钢成分，以质量％计含有C：0.18～0.36％、Si：0.02～0.5％、Mn：1.2～2.2％、P：0.001～0.03％、S：0.0001～0.02％、Cr：1.1～2.1％、N：0.001～0.01％、Ti：0.01～0.5％、Al：0.01～0.1％、B：0.0001～0.01％、剩余部分包含Fe及杂质。以下，有时将钢板称为母材。另外，在Al-Fe合金层中，包含含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相。在以下的说明中有时将“含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相”称为A相。另外，有时将Al-Fe合金层中所含的合金相或金属相中的除A相以外的相称为B相。Al-Fe合金层中的A相在以钢板的与表面垂直的断面观察Al-Fe合金层时，Al-Fe合金层的最上表面中的A相所占的长度的比率成为10％～50％。

以下，对本发明的热冲压用合金化镀Al钢板进行详细说明。以下的说明中，有时将热冲压用合金化镀Al钢板也称为热冲压用钢板。

首先，对成为热冲压用钢板的母材的钢板的化学成分进行说明。需要说明的是，“％”的标记在没有特别说明的情况下是指“质量％”。

<C：0.18～0.36％>

C是在通过热冲压法来使热冲压构件高强度化的方面最重要的元素。为了在热冲压构件中至少得到1500MPa左右的强度，需要含有0.18％以上的C。优选含有0.2％以上的C。其另一方面，C量超过0.36％时无法确保焊接性、韧性。因此，C量将0.36％设定为上限。优选将C量的上限设定为0.32％。

<Si：0.02～0.5％>

Si在冷轧后的钢板的退火时在钢板表面形成氧化被膜而对镀Al性造成不良影响。但是，如果其含量为0.5％以下，则该影响被容许。优选为0.3％以下。另一方面，由于将Si降低至低于0.02％会对炼钢工序造成巨大的负荷，因此限定为0.02％以上。优选为0.05％以上。

<Mn：1.2～2.2％>

Mn是对确保热冲压时的热冲压材的淬透性极为重要的元素，为了得到其效果，需要添加1.2％以上。优选为1.4％以上。另一方面，如果含有Mn超过2.2％，则有可能因凝固偏析而使机械性质劣化，因此将2.2％设定为上限。优选为2.0％以下。

<P：0.001～0.03％>

P为杂质，由于会对热加工性造成不良影响，因此必须限制为0.03％以下。优选限制为0.02％以下。另一方面，由于过度降低P会对炼钢工序造成巨大的负荷，因此只要将0.001％设定为下限即可。

<S：0.0001～0.02％>

S为杂质，由于会对热加工性、延展性、韧性等机械性质造成不良影响，因此必须限制为0.02％以下。优选限制为0.01％以下。另一方面，由于过度降低S会对炼钢工序造成巨大的负荷，因此只要将0.0001％设定为下限即可。

<Cr：1.1～2.1％>

Cr具有抑制对Al镀层进行Al-Fe合金化时的竞争反应即Al的氮化反应(AlN的形成)的效果。特别是添加1.1％以上的Cr时其效果变得明确，母材与镀层的密合性提高。因此，Cr量设定为1.1％以上。优选为1.2％以上。另一方面，即使添加Cr超过2.1％，其效果也饱和，徒增制造成本，因此将2.1％设定为上限。优选设定为2.0％以下。另外，还可知：Cr对Fe的扩散行为也造成影响从而对构成合金层的相构成、形态也产生影响。

<N：0.001～0.01％>

N由于具有与B结合而减少B对淬透性的帮助的作用，因此优选尽可能降低。但是，如果进行后述的Ti的添加、并且N量为0.01％以下，则减少对淬透性的帮助的作用被抑制，因此容许N的含有。更优选的N量为0.005％以下。另一方面，由于过度降低N量会对炼钢工序造成巨大的负荷，因此将0.0010％设定为下限。

<Ti：0.01～0.5％>

Ti具有通过与N结合来抑制因N与B结合而减少B对淬透性的帮助的作用的效果。为了稳定地得到该效果，需要添加0.01％以上的Ti。优选为0.02％以上。另一方面，Ti的过量的添加有可能会抑制冷轧后的钢板的再结晶而损害生产率，另外，有可能Ti与C结合而降低淬透性，因此将0.5％设定为上限。优选为0.3％以下。

<Al：0.01～0.1％>

Al作为脱氧元素使用，但由于形成氧化被膜，因此对镀覆性造成不良影响。但是，如果Al量为0.1％以下，则该不良影响被容许。优选为0.07％以下。另一方面，将Al量设定为低于0.01％会对炼钢工序造成巨大的负荷，因此将0.01％设定为下限。

<B：0.0001～0.01％>

B通过添加0.0001％以上而体现出提高淬透性的效果。因此，本发明中将B量设定为0.0001％以上，优选设定为0.0005％以上。另一方面，B的过量的添加会导致热加工性的劣化和延展性的降低，因此将0.01％设定为上限。

本发明的热冲压用钢板中使用的钢的成分也可以进一步添加Nb：0.01～1.0％。

<Nb：0.01～1.0％>

本发明中，Nb的含有是任选的。Nb与Ti同样具有与N结合来抑制因N与B结合而减少B对淬透性的帮助的效果。由于其效果在添加0.01％以上时变得明确，因此Nb量优选设定为0.01％以上。更优选为0.02％以上。另一方面，即使添加Nb超过1.0％，其效果也饱和。另外，如果添加Nb超过1.0％，则有可能抑制冷轧后的再结晶而损害生产率，进而有可能与C结合而使淬透性降低。因此Nb量优选将1.0％设定为上限。更优选为0.5％以下。

需要说明的是，在本发明的热冲压用钢板中上述以外的成分(剩余部分)为Fe，但容许从废料等熔化原料或耐火物等中混入的杂质。另外，可以在不损害本发明的作用效果的范围内微量地添加其它元素。

接下来，对本发明的热冲压用钢板的表面的Al-Fe合金层的特征进行说明。

本发明的热冲压用钢板是具有在其表面包含A相(含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相)的Al-Fe合金层的钢板(合金化镀Al钢板)。首先，本发明的发明者将该合金化镀Al钢板和将其进行热冲压而得到的热冲压构件各自的合金层比较而进行了调查。

其结果认识到：在采用通电法等那样的升温速度为50℃/秒以上的急速加热法以短时间进行热冲压时的钢板的加热的情况下，在合金化镀Al钢板的合金层与热冲压后的热冲压构件的合金层之间几乎没有差异。即，可知：热冲压前的钢板的合金层的构成、特性被热冲压后的热冲压构件继承。据推定这是由于：在热冲压法中，Al-Fe合金层处于高温下的时间为短时间，因此即使引起元素的固相扩散，成分变化、伴随其的Al-Fe合金的相构成也几乎不会变化。因此，为了使热冲压前的合金化镀Al钢板的合金层成为疲劳特性和耐蚀性优异的合金层，进行了研究。

在研究时，首先对Al镀层的合金化过程进行了详细研究。

由于Al镀层的合金化是使Fe从钢板侧扩散至Al镀层的工序，因此在合金化的初期阶段，在Al镀层最表面形成Al浓度高的合金相、例如FeAl₃、Fe₂Al₅等。然后知道了：伴随着该Al浓度高的合金相的形成，Al镀层表面的粗糙度上升。据认为：该粗糙度变化正是反映了Fe₂Al₅等晶体生长及晶体形态的结果。然后还知道了：如果通过合金化的进行而使Fe的扩散进一步进展，则上述的表面粗糙度转变成减少。据推定：这是由于在Al镀层最表面也逐渐形成与上述的Al浓度高的合金相相比Fe浓度高的相(A相(含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相))，因此反映到其晶体形态，作为整体的粗糙度减少。据推定：A相是含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相，且是以FeAl₂、Fe₂Al₅、FeAlSi化合物中的至少1种作为主体的合金相。

由这种表面粗糙度的变化可知：为了提高疲劳特性，促进Fe的扩散而提高Fe浓度高的相(A相(含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相))在合金层的最表面所占的比率是好的。另一方面，知道了：由于已知越是Fe浓度高的相则耐蚀性越差，因此需要使Al浓度高的相(B相)也残存以便不损害使用镀Al钢板的本来的目的即耐蚀性。

因此，对能够兼顾优异的疲劳特性和优异的耐蚀性的合金层的相构成进行了调查，结果弄清楚了：钢板的与表面垂直的Al-Fe合金层断面的最上表面中的A相所占的长度的合计是测定长度的10％以上且低于50％的情况。

A相相对于Al-Fe合金层的整个最上表面所占的长度的合计的比率(A相比率)低于10％时，无法得到优异的疲劳特性。为了进一步提高疲劳特性，优选将A相比率设定为25％以上。另一方面，A相比率超过50％时，无法得到优异的耐蚀性。为了进一步提高耐蚀性，优选将A相比率设定为35％以下。

另外，在Al-Fe合金层中，作为A相(含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相)以外的相，包含B相。B相以Fe₂Al₅相、FeAl₂相作为主相，除了它们以外具有接近左列3相(以FeAl₂、Fe₂Al₅、FeAlSi化合物作为主体的合金相)中的任一者的化学成分。接近左列3相中的任一者的化学成分由于偏离了化学计量比，因此认为是无法鉴定的物质。

本发明的Al-Fe合金层由于是母材的钢板中的Fe扩散至Al镀层中而形成的，因此具有在Al-Fe合金层的钢板侧Fe浓度高、朝向Al-Fe合金层的表面侧而Fe浓度降低的Fe浓度分布。Al-Fe合金层中的Fe含量优选整体设定为40～80质量％。如果Al-Fe合金层中的Fe含量的平均值低于40％，则熔点低，有可能在热冲压的加热时产生部分的烧穿等，是不优选的。另一方面，如果Fe含量的平均值超过80％，则耐蚀性变得低劣，是不优选的。

另外，在Al-Fe合金层中含有Si。Si是在热浸镀Al时为了抑制Al与Fe的过量的合金化而添加到热浸镀Al浴中的，导致包含于Al-Fe合金层中。Al-Fe合金层中的Si的平均含有率是相对于Al与Si的合计量成为3～15质量％的范围。在本发明中，作为特征的A相中含有4～13％的Si。

在A相中含有4～13％的Si。在A相中的Si含有率变得低于4％的情况下，Fe-Al合金相的合金化不会充分进行，因此无法得到本发明中作为目的的表面中的A相的分布比率。在B相的比率高的情况下也是同样的。另外，如果A相中的Si含有率超过13％，则使耐蚀性降低，因此不优选。

Al-Fe合金层的Fe、Si以外的剩余部分为Al及杂质，但从耐蚀性、疲劳特性的观点出发，也可以适当添加Mg、Zn等。

Al-Fe合金层的厚度设定为15μm以上。Al-Fe合金层的厚度低于15μm时，即使合金层最表面中的A相所占的长度的合计(A相比率)为合金层整个最上表面的50％以下，也无法得到优异的耐蚀性。

另一方面，Al-Fe合金层的厚度的上限从耐蚀性的观点出发可以不特别设定，但如果过厚，则在热冲压时有可能在合金层中产生龟裂。因此，厚度优选为100μm以下，更优选为70μm以下。

Al-Fe合金层的厚度如下操作来进行测定。即，通过具备能量色散型X射线元素分析装置(EDS)的扫描型电子显微镜(SEM)，对与钢板表面垂直的Al-Fe合金层的断面进行观察并进行元素分析，从而确定断面中的Al的存在区域，认定Al的存在区域为Al-Fe合金层，通过测量该Al-Fe合金层的厚度来测定Al-Fe合金层的厚度。

Al-Fe合金层最表面中的A相的长度、它们的合计及A相比率可以通过图1中示意性示出的方法来确定。

即，利用光学显微镜(OM)对与钢板表面垂直的Al-Fe合金层的断面进行观察，将在Al-Fe合金层的最上表面显现出的A相的两端投影成与板厚中心线平行的直线，将其交点间的距离设定为该A相的长度(L)。然后，A相的长度的合计(L合计)通过如图1中所示的那样依次测定A相的长度(L1、L2、……Ln)、并如下述式(2)那样进行合计来求出。另外，A相比率如下述式(3)那样求出。需要说明的是，式(3)中的“测定长度”是如图1中所示的那样Al-Fe合金层的断面中的将最表面的两端投影成与钢板板厚中心线平行的直线时的交点间的距离。

L合计＝L1+L2+……+Ln(2)

A相比率(％)＝(L合计/测定长度)×100(3)

A相的鉴定与扫描电子显微镜(SEM)的EDS(能量色散型分光法)分析结果对照地进行。另外，“测定长度”按照合计成为500μm以上的方式以多个视场进行调查。A相与B相的区别通过比较利用SEM-EDS分析而得到的双方的成分来进行。A相为含有45～85％的Fe、4～13％的Si、剩余部分为Al及杂质的Fe浓度高的相，与此相对，B相为Al浓度比A相高且Si低于4％的Fe-Al合金相。

需要说明的是，本发明中，“优异的疲劳特性”是指对平面弯曲疲劳试验的1×10⁷次的重复次数而求出的疲劳限度比(σ_W/σ_B、σ_W为疲劳限、σ_B为抗拉强度)为0.4以上的情况。

另外，本发明中所谓“优异的耐蚀性”是指腐蚀试验中的直至生锈为止的循环数与相同镀层厚度的热浸镀Zn钢板相比为同等以上。对于腐蚀试验方法，在后述的实施例中进行详细叙述。

接下来，对本发明的热冲压用钢板的制造方法进行说明。

首先，铸造具有之前说明的规定的化学成分的钢坯。从生产率的方面出发优选连续铸造。对这样得到的铸坯进行热轧，接着进行酸洗。在进一步制成冷轧钢板的情况下，进行冷轧、退火。对它们即酸洗后的热轧钢板或退火后的冷轧钢板进行镀Al及用于Al镀层的Al-Fe合金化的热处理(合金化热处理)。

热轧、酸洗、冷轧、退火及镀Al只要根据制造者所拥有的设备而适当地进行即可，并不特别限定条件。如果列举出热轧的一个例子，则将钢坯再加热至1100～1300℃，将精轧温度设定为850～950℃而以80％以上的压下率进行热轧。卷取温度可例示出600～750℃。酸洗可以按照能够高效地除去所生成的氧化皮的方式选择酸的种类、浓度及温度。为了确保平坦度，冷轧率优选将压下率设定为40％以上。另外，退火温度可例示出700～780℃。

另外，对于镀Al的方法没有特别限定，可以是以热浸镀法为代表的电镀法、真空蒸镀法、包覆法等，优选热浸镀。用于镀Al的Al浴例如使用浴温度为670℃、作为副成分而含有3～15质量％的Si的Al浴，更优选含有10％左右的Si。另外，在镀Al浴中，作为杂质混入有从钢板溶出的Fe等。作为除其以外的添加元素，也可以少量添加特别是对耐蚀性、疲劳特性提高有效的元素(例如Mg、Zn等)。

此外，镀Al厚度按照成为15μm以上的方式进行调整。

(合金化热处理)

然后，使实施了镀Al的镀Al钢板升温至规定的温度，进行用于Al镀层的Al-Fe合金化的热处理。此时，控制Al-Fe合金层以使在钢板的与表面垂直的断面的最上表面中A相所占的长度的比率成为10％～50％。

具体而言，将热处理条件按照满足下述式(1)的方式进行加热，其中，将室温～600℃的平均加热速度设定为51℃/秒以上，将最高加热温度设定为600℃～700℃，将钢板成为600℃的时刻设定为0(秒)、将从钢板成为600℃的时刻起t(秒)后的钢板温度设定为T(℃)、将钢板处于600℃以上的时间设定为th(秒)。进而，将从最高加热温度至350℃为止的冷却速度设定为10℃/秒以上来进行冷却。通过经由这样的热处理，能够实现本发明的Al-Fe合金层。

[数学式1]

其中，式(1)中的[Cr]为以质量％计标记的钢板的Cr的浓度。

室温～600℃的平均加热速度低于51℃/秒时，构成合金层的各相成为相对于钢板表面平行地层叠那样的形态，在合金相最表层中不会形成A相在其它相中部分地显现出的形态。据推测这正是由于：室温～600℃的平均加热速度低于51℃/秒时，Fe的扩散行为在从表面观察的板面内变得均匀。此外，室温～600℃的平均加热速度的上限没有特别限定，可以根据设备上的平衡来适当决定，例如可以设定为100℃/秒以下。

最高加热温度设定为600℃～700℃。这是由于：最高加热温度低于600℃时，合金化需要长时间，会损害生产率。另一方面，最高加热温度超过700℃时，有可能Al的熔融会先于合金化而产生从而在热处理设备内附着Al。另外，如果使最高加热温度成为超过700℃，则通过经由之后的冷却而使钢板被淬火，热冲压用合金化镀Al钢板的硬度显著上升，有可能对热冲压产生障碍。因此，最高加热温度设定为600℃～700℃。

在钢板达到600℃后经由最高加热温度被冷却的过程中，处于600℃以上的时间与其温度的积分值(上述式(1)中的中边)决定在最上表面中显现出的A相的比率。上述式(1)中的中边的值低于3.90×10⁴时，A相的比率不会成为10％以上。另一方面，如果上述式(1)中的中边的值超过2.00×10⁶-3.90×10⁵×[Cr]，则A相的比率超过50％。因此，为了将A相的比率设定为10％以上且低于50％、使耐蚀性和疲劳特性得以兼顾，满足上述式(1)是重要的。

钢板处于600℃以上的时间th优选设定为低于3600秒。如果过度地延长钢板处于600℃以上的时间，则有可能Al-Fe合金层的平均的Fe浓度变高而使耐蚀性劣化。优选将钢板处于600℃以上的时间th设定为低于2600秒。

钢板的Cr浓度参与A相的构成的机理未必清楚，但据推定：由于Cr具有在钢板的表层、表层附近浓集的倾向，因此以某种形式对Fe向镀层的扩散造成影响。

在本实施方式的热冲压用合金化镀Al钢板的制造方法中，加热后的冷却在控制Al-Fe合金层的形态来谋求疲劳特性与耐蚀性的兼顾的方面是重要的。Al镀层的合金化热处理是使Fe从钢板侧扩散至Al镀层的工序，在合金化的初期阶段，在Al镀层最表面形成Al浓度高的合金相(例如FeAl₃、Fe₂Al₅等)，Al镀层表面的粗糙度上升。据推测：该粗糙度变化是反映了FeAl₃、Fe₂Al₅等晶体生长及晶体形态的结果。然后，通过合金化的进行，Fe的扩散进一步进展，伴随着A相的形成，上述的表面粗糙度转变成减少。通过估计形成了A相而以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却，能够以Fe-Al合金层的表面粗糙度降低的状态将Fe-Al合金层的金属组织固定化，由此能够兼顾疲劳特性和耐蚀性。需要说明的是，如果对通过热处理而使Al镀层合金化的状态的合金化镀Al钢板不进行冷却工序而直接供于热冲压工序，则变成在Fe-Al合金层的金属组织没有被固定化的状态下被热冲压，有可能疲劳强度、耐蚀性降低，因此不优选。

为了得到由热处理后的冷却带来的效果，从最高加热温度以10℃/秒以上的平均速度冷却至350℃。这是由于：如果平均冷却速度比10℃/秒慢，则A相的比率超过50％。此外，在控制Al-Fe合金层的构成形态的发面冷却速度也可以较快，但如果过快，则有可能冷却状况产生不均匀从而钢板的平坦度受损，因此优选的是从最高加热温度至350℃为止的平均冷却速度设定为30℃/秒以下。

比350℃低温侧的冷却只要选择在设备规格上优选的条件即可，可以是慢冷却、骤冷中的任一者。冷却结束温度优选为50℃以下，更优选为室温为宜。

此外，在本发明中，合金化热处理的气氛没有特别限定，可以应用大气(空气)中、氢气气氛等，优选为大气中。另外，合金化热处理可以使用箱型退火炉以卷材状态进行热处理，也可以使用连续退火炉。

对于经由以上的工序而制造的合金化镀Al钢板(带钢)，也可以适当赋予表皮光轧、矫平加工。需要说明的是，该情况下，所赋予的应变优选设定为5％以下。

这样操作而制造的本发明的热冲压用钢板(合金化镀Al钢板)通过热冲压法，在同一工序中进行成形和淬火而制成高强度构件。具体而言，对根据需要而切断成规定的尺寸的钢板(坯料)进行加热并用模具进行冲压。作为坯料的加热方法，为了获得高生产率，优选通电加热法。加热温度一般是设定为使坯料整体变成奥氏体相的温度，但为了使构件具有特征，也可以选择将仅一部分加热至奥氏体相的方法。

利用模具进行的冷却一般是以被加热至奥氏体相的部分相变为马氏体相的冷却速度来进行。但是，出于使构件具有特征的目的，也可以选择将被加热至奥氏体相的部分的一部分的冷却速度设定为不发生马氏体相变那样的缓慢的冷却速度的方法。

作为更具体的热冲压条件，例如以升温速度为5～500℃/秒加热至700～1000℃，在1～120秒钟的保持时间之后进行热冲压。接下来，例如可例示出冷却速度为1～1000℃/秒的常温～300℃为止进行冷却的条件。

以本实施方式的热冲压用钢板作为坯料、通过并用了通电加热法的热冲压法而制造的热冲压材在钢材的表面具备Al-Fe合金层。热冲压材的Al-Fe合金层为与热冲压用钢板的Al-Fe合金层相同的组成，而且具有相同的金属组织，进而，A相所占的长度的比率成为10％～50％。这是由于：如上所述，由于通过通电加热法对坯料进行急速加热，因此在Al-Fe合金层的组成等发生变化之前热压结束。因此，所制造的热冲压材成为与热冲压用钢板同样地疲劳特性和耐蚀性优异的材料。需要说明的是，热冲压材的钢材的化学成分成为与热冲压用钢板的钢板中的化学成分相同的组成，但钢材的金属组织与热冲压用钢板的钢板不同，成为被淬火的组织。

实施例

以下，对于本发明示出实施例进行说明。需要说明的是，以下所示的实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于该一个条件例。另外，只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。

<实施例1>

将具有表1中所示的化学成分的钢坯加热至1200℃，精轧温度设定为880～900℃来进行热轧，以630～700℃的卷取温度进行卷取，制作了多个厚度为2.4mm或2.8mm的热轧钢板。将它们进行酸洗后，2.4mm材料保持原样，2.8mm材料制成1.4mm的冷轧钢板。

之后，使用实验用热浸镀装置连续地进行了退火和镀Al。退火条件是在740℃下保持1.5分钟，镀层厚度按照每一面成为10～70μm的方式进行了调整。镀浴条件设定为：浴温度为670℃，浴组成为Al-10％Si(包含杂质)。

接着，对于所得到的热轧钢板及冷轧钢板，为了将Al镀层进行Al-Fe合金化而进行了热处理。

如图2中示意性表示的那样，以从室温开始升温(A→B→C)、在最高加热温度下保持(C→D)、冷却至室温(D→F→G)这3个工序进行。需要说明的是，图2中所示的图表的横轴是以钢板的温度成为600℃的时刻作为0(秒)来标记时间(秒)的。

表2中示出了热处理模式的一览表(H01～H14)。需要说明的是，表2中的“C”及“D”的“时间”分别表示“B点(0秒)～C点的经过时间”、“B点(0秒)～D点的经过时间”，另外，“E”的“th”表示“B点(0秒)～E点的经过时间”。

对钢板的与表面垂直的断面进行了观察。将OM与EDS并用并通过已经说明的方法(参照图1)求出了Al-Fe合金层最上表面中的A相所占的长度的比率(A相比率)。即，A相的鉴定是与扫描电子显微镜(SEM)的EDS(能量色散型分光法)分析结果对照地进行的。另外，“测定长度”按照合计成为500μm以上的方式在多个视场中进行了调查。A相的鉴定是通过将利用SEM-EDS分析而得到的双方的成分进行比较来进行的。将含有45～85％的Fe、4～13％的Si、剩余部分为Al及杂质的相设定为A相。

接着，利用实验用的压制试验机进行了热冲压实验。

在钢板的加热中使用通电加热法，以100℃/秒的加热速度加热至910℃，在5秒以内搬送至模具间，用上下一对的被水冷的平板进行压制而得到了构件(以下，称为热冲压材)。

从所得到的热冲压材中采集JIS5号型拉伸试验片、疲劳试验片(图3中所示)及耐蚀性评价试验片。拉伸试验片及疲劳试验片是在它们的长度方向与轧制方向正交的方向上进行了采集。耐蚀性评价试验片设定为75mm×150mm的矩形、且用树脂涂敷4边(切断面)而得到的试验片。

用JIS5号试验片对抗拉强度(σ_B)进行了调查。

另外，使用疲劳试验片进行平面弯曲疲劳试验，确定对于10⁷次而得到的疲劳限(σ_W)，求出疲劳限度比σ_W/σ_B。疲劳试验是将应力比设定为-1、将重复速度设定为5Hz来进行的。

耐蚀性评价试验是将以下的3个工序作为1个循环来重复进行的。

工序1：盐水喷雾(5％NaCl水溶液、35℃、4小时)

工序2：干燥(相对湿度为50％、60℃、2小时)

工序3：在湿润环境中保持(相对湿度为95％、50℃、2小时)

作为评价方法，每一个热处理模式中将5片试验片配置在试验槽内，将5片中最早生锈的循环数设定为该热处理模式的生锈循环数。

需要说明的是，在评价耐蚀性的方面，使用将镀层厚度设定为相同的热浸镀Zn钢板作为比较材料，将得到与该热浸镀Zn钢板的生锈循环数(表3中记载于()内)相比为同等以上的结果的钢板评价为良好的钢板。

将以上的评价试验结果示于表3中。

可知：热处理模式中使用了H01及H02的No.1及No.2在Al-Fe合金层的最表面没有见到A相，疲劳限度比σ_W/σ_B低于0.40而疲劳特性低劣。据推定大概是由于：No.1、No.2都是合金化的热处理工序中的室温～600℃为止的平均加热速度慢到50℃/秒以下，因此构成Al-Fe合金层的各相在钢板表面成为平行地层叠的形态。

热处理模式中使用了H03的No.4由于上述式(1)中的中边的值低于3.90×10⁴，Al-Fe合金层的最表面中的A相的比率低，因此果然疲劳特性低劣。

就将镀层厚度设定为10μm的No.8而言，可知与相同厚度的热浸镀Zn钢板(比较材料)相比生锈循环数少，耐蚀性差。

将镀层厚度设定为15μm的No.3及No.4由于生锈循环数超过相同厚度的热浸镀Zn钢板，因此本发明中，将15μm设定为镀层厚度的下限。

No.5、6、7、9及10显示出：镀层厚度为25～70μm，A相比率为10～32％，在热冲压后兼顾了优异的疲劳特性和优异的耐蚀性。

对于钢A，就以热处理模式H10进行了合金化的No.11而言，A相的比率为50％，在热冲压后兼顾了优异的疲劳特性和优异的耐蚀性，与此相对，就以热处理模式H11进行了合金化的No.13而言，上述式(1)中的中边的值超过了2.00×10⁶-3.90×10⁵×[Cr]，FeAl相比率成为52％，热冲压后的耐蚀性变得低劣。

同样地，对于钢B，将No.12与No.14进行对比，对于钢C，将No.15与No.16进行对比，对于钢D，将No.17与No.18进行对比，以及对于钢E，将No.19与No.20进行对比，由此弄清楚了：如果A相的比率为50％，则在热冲压后能够兼顾优异的疲劳特性和优异的耐蚀性，与此相对，超过50％时没有显示出优异的耐蚀性。

对于Cr量为2.1％的钢F，以热处理模式H04进行了合金化的No.21和以热处理模式H10进行了合金化的No.22均显示出：A相比率为10～50％的范围，均在热冲压后兼顾了优异的疲劳特性和优异的耐蚀性。

根据以上的实施例1的结果，A相的比率成为50％的上述式(1)中的中边的值看起来与钢的Cr浓度之间存在某种相关，因此进行了图表化，结果得到了图4。根据该图4，对于所有6个Cr浓度[Cr](质量％)，导出了A相的比率成为50％的上述式(1)中的中边的值＝2.00×10⁶-3.90×10⁵×[Cr]。

因此，本发明中将上述式(1)中的中边的值的上限限定为2.00×10⁶-3.90×10⁵×[Cr]。

此外，在任一实施例中，在热冲压前后，对于Al-Fe合金层中的A相所占的比率、Al-Fe合金层的厚度、成分几乎都没有变化(或据观察是没有的)。

[表1]

[表2]

[表3]

<实施例2>

将具有表4中所示的化学成分(钢符号G、H)的钢坯加热至1200℃，精轧温度设定为880～910℃来进行热轧，以600～640℃的卷取温度进行卷取，制作了多个厚度为3.0mm的热轧钢板。将它们酸洗后，制成1.5mm的冷轧钢板。

接着，使用实验用热浸镀装置连续地进行了退火和镀Al。退火条件是在740℃保持1分钟，镀层厚度按照每一面成为30μm的方式进行了调整。镀浴条件设定为：浴温度为670℃，浴组成为Al-10％Si(包含杂质)。

接着，对于所得到的冷轧钢板的一部分，为了将Al镀层进行Al-Fe合金化而进行热处理，得到了合金化镀Al钢板。合金化条件设定为表2(实施例1)的热处理模式H08。

对上述的合金化镀Al钢板和没有进行合金化的镀Al钢板进行了热冲压。

就钢板的加热而言，对于没有进行合金化的镀Al钢板，通过炉加热法来进行，插入到保持在910℃的炉内，在钢板的温度达到900℃之后在5分钟后取出，立即进行了冲压。

另一方面，对于合金化镀Al钢板，通过上述的炉加热法和通电加热法这两者来进行，通电加热是以100℃/秒的加热速度加热至910℃，在5秒以内搬送至模具间从而进行了压制。

成形形状设定为图5中示意性示出的帽型。表示各尺寸的数值的单位均为mm。

对成形为帽型的热冲压材(称为HS构件)进行了详细观察。

其结果是，就钢板G的HS构件而言，对于任一钢板种类均有在肩部41(仅显示单侧)见到极微量的镀层的剥离的钢板。据推定大概由于：钢板G的Cr浓度脱离本发明的范围，因此与母材的密合性减弱。

就成形后尺寸而言，任一钢的任一钢板种类都完全相同。

对于钢板H的HS构件(表5的No.1～No.3)，沿着图5中所示的虚线测定了断面(板厚中心)的维氏硬度。对下述点进行了测定：帽头边的中央点P1、在虚线上距离P1为10mm及20mm的点、肩部的曲面结束点P2、在虚线上距离P2为10mm、20mm及30mm的点、与底边的端P3在虚线上相距10mm的点。

将结果示于表5中。

就断面的维氏硬度而言，在以快的冷却速度被冲压的头边和底边得到了480～488，在与前者相比冷却速度稍微变慢的纵壁部得到了459～468。可以判断：它们不管钢板的种类、加热方法如何均为同等。

由这种情况显示出：通过将本发明的钢板利用通电加热法进行热冲压，能够以高的生产率制造兼具了优异的疲劳特性和优异的耐蚀性的高强度构件。而且，它们还显示出：与将镀Al钢板通过炉加热法进行热冲压的情况没有任何变化。

[表4]

[表5]

产业上的可利用性

根据本发明的热冲压用合金化镀Al钢板，即使是在用于热冲压的加热中采用了通电加热等急速加热方式的情况下，也能够生产疲劳特性和耐蚀性优异的冲压品(热冲压构件)。另外，由于部件制造者(实施热冲压的人)可以采用通电加热等急速加热手段而不是采用以往的利用退火炉的加热手段，因此能够提高冲压品的生产率。因此，充分具备产业上的可利用性。

符号的说明

41 肩部

Claims (5)

1.一种热冲压用合金化镀Al钢板，其具备：钢板和形成于所述钢板的表面的厚度为15μm以上的Al-Fe合金层，

所述钢板的钢成分以质量％计含有：

C：0.18～0.36％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.2～2.2％、

P：0.001～0.03％、

S：0.0001～0.02％、

Cr：1.1～2.1％、

N：0.001～0.01％、

Ti：0.01～0.5％、

Al：0.01～0.1％、

B：0.0001～0.01％

剩余部分包含Fe及杂质，

其中，在所述Al-Fe合金层中包含含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相，所述钢板的与表面垂直的断面的最上表面中的所述Fe-Al系合金相所占的长度的比率为10％～50％。

2.根据权利要求1所述的热冲压用合金化镀Al钢板，其中，所述钢成分以质量％计进一步含有Nb：0.01～1.0％。

3.一种热冲压构件，其是通过将权利要求1或权利要求2所述的热冲压用合金化镀Al钢板加热至至少其一部分成为奥氏体相的温度后，通过用模具进行成形而在同一工序中进行成形和淬火来得到的。

4.一种热冲压构件，其具备钢材和形成于所述钢材的表面的厚度为15μm以上的Al-Fe合金层，

所述钢材的钢成分以质量％计含有：

C：0.18～0.36％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.2～2.2％、

P：0.001～0.03％、

S：0.0001～0.02％、

Cr：1.1～2.1％、

N：0.001～0.01％、

Ti：0.01～0.5％、

Al：0.01～0.1％、

B：0.0001～0.01％

剩余部分包含Fe及杂质，

其中，在所述Al-Fe合金层中包含含有45～85％的Fe、4～13％的Si的Fe-Al系合金相，所述钢板的与表面垂直的断面的最上表面中的所述Fe-Al系合金相所占的长度的比率为10％～50％。

5.根据权利要求4所述的热冲压构件，其中，所述钢成分以质量％计进一步含有Nb：0.01～1.0％。