CN110475899A - 表面处理钢板 - Google Patents

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Abstract

一种表面处理钢板，其具备母材和形成于母材表面的镀层，所述镀层的平均组成以质量％计含有Mg：0.5～2.0％，且满足[60.0≤Zn+Al≤98.0]、[0.4≤Zn/Al≤1.5]以及[Zn/Al×Mg≤1.6]。

Description

表面处理钢板
技术领域
本发明涉及一种表面处理钢板。
背景技术
用于汽车等的结构部件(成型体)由于强度和尺寸精度均要提高，因此有时用热冲压(热压)进行制造。以热冲压制造成型体时，将钢板加热至Ac3点以上，一边用模具进行压制加工一边快速冷却。即，在该制造中压制加工与淬火同时进行。通过热冲压，能够制造尺寸精度高且高强度的成型体。
另一方面，通过热冲压制造的成型体由于是在高温下被加工，因此在表面会形成氧化皮。因此，提出了使用镀覆钢板(表面处理钢板)作为热冲压用钢板来抑制氧化皮的形成，进一步提高耐腐蚀性的技术(参见专利文献1～3)。
例如，专利文献1公开了一种形成有Zn镀层的热压用钢板。另外，专利文献2公开了一种形成有Al镀层的高强度汽车部件用镀铝钢板。此外，专利文献3公开了一种镀锌钢板的镀层中添加了Mn等各种元素的热压用Zn系镀覆钢材。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2003-73774号公报
专利文献2:日本特开2003-49256号公报
专利文献3:日本特开2005-113233号公报
发明内容
发明要解决的问题
在专利文献1的技术中，由于热冲压后Zn残存于钢材表层，因此可期待高牺牲防腐蚀作用。但是，由于钢板是在Zn熔融的状态下被加工，因此存在熔融Zn进入钢板，在钢材内部产生裂纹的可能。该裂纹被称作液体金属脆化裂纹(Liquid Metal Embrittlement，以下也称作“LME”)。并且，LME会导致成型体的疲劳特性劣化。
需要说明的是，目前为避免LME的发生，需要适当控制钢板加工时的加热条件。具体而言，采用加热至熔融Zn全部扩散入钢板中形成Fe-Zn固溶体的方法等。但是，这些方法需要长时间的加热，其结果，存在生产率下降的问题。
另外，在专利文献2的技术中，由于在镀层上使用了比Zn熔点高的Al，因此像专利文献1那样熔融金属进入钢板的可能性低。因此，预想可获得优异的耐LME性，甚至热冲压后的成型体的疲劳特性优异。但是，形成了Al镀层的钢材存在汽车用部件涂装前进行的磷酸盐处理时难以形成磷酸盐覆膜的问题。换言之，采用该钢材时，存在无法充分获得磷酸盐处理性，涂装后耐腐蚀性下降的担忧。
此外，在专利文献3的技术中，对热冲压后的最表层(氧化物皮膜)进行改性，从而提高了点焊性，但是基于添加的元素的不同，仍然存在发生LME而无法充分获得热冲压钢材的疲劳特性的可能。另外，基于添加的元素的不同，还存在不仅该钢材的疲劳特性，甚至使磷酸盐处理性下降的可能。
本发明的目的在于解决上述问题，提供一种表面处理钢板，其适合作为疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性均优异的成型体的坯料。
用于解决问题的方案
本发明旨在解决上述技术问题，主要内容为下述的表面处理钢板。
(1)一种表面处理钢板，其具备母材和形成于该母材表面的镀层，
所述镀层的平均组成以质量％计含有
Mg：0.5～2.0％，且满足下述(i)～(iii)式：
75.0≤Zn+Al≤98.5···(i)
0.4≤Zn/Al≤1.5···(ii)
Zn/Al×Mg≤1.6···(iii)
其中，上述式中的元素符号表示镀层中所含的各元素的含量(质量％)。
(2)根据上述(1)所述的表面处理钢板，所述镀层的平均组成以质量％计还含有
Si：大于0％且为15.0％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的表面处理钢板，所述镀层的平均组成还满足下述(iv)式：
Mg+Ca+Ti+Sr+Cr≤2.0···(iv)
其中，上述式中的元素符号表示镀层中所含的各元素的含量(质量％)。
(4)根据上述(1)至(3)的任意一项所述的表面处理钢板，所述镀层在所述镀层中的母材侧具有Fe扩散层，
所述Fe扩散层的厚度相对于所述镀层的整体厚度的比例为15～50％。
(5)根据上述(4)所述的表面处理钢板，所述镀层的平均组成以质量％计还含有
Fe：5.0～25.0％。
(6)根据上述(1)至(5)的任意一项所述的表面处理钢板，所述母材的化学组成以质量％计含有
C：0.05～0.4％、
Si：0.5％以下、和
Mn：0.5～2.5％。
(7)根据上述(1)至(6)的任意一项所述的表面处理钢板，其用于热冲压。
发明的效果
对本发明的表面处理钢板进行热冲压，能够得到疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性优异的成型体。
附图说明
图1是对本发明的一个实施方式涉及的表面处理钢板的截面进行SEM观察得到的图像的一例。
具体实施方式
本发明人等对于适合作为热冲压成型时的耐LME性优异且热冲压后点焊性以及涂装后耐腐蚀性优异的成型体的坯料的表面处理钢板的构成进行了研究。
首先，本发明人等对提高成型体的涂装后耐腐蚀性的方法进行了研究。其结果，发现通过使表面处理钢板所具有的镀层中含有Mg，能够提高热冲压后的成型体的耐腐蚀性。但是，又知道对镀层中含有Mg的表面处理钢板进行热冲压成型时，容易产生LME，导致疲劳特性劣化。另外，镀层中的Mg含量过多时，由此制造的成型体的点焊性也会下降。
因此，本发明人等对既提高耐腐蚀性又不使耐LME性以及点焊性劣化的方法进行了深入研究。其结果，发现通过恰当地管理表面处理钢板的镀层中的Mg含量，能够平衡良好地确保上述全部特性。
本发明是基于上述认识完成的。以下对本发明的各个要素进行详细说明。
(A)整体构成
本发明的一个实施方式涉及的表面处理钢板具备母材和形成于该母材表面的镀层。以下分别进行详述。
(B)母材
本实施方式涉及的技术问题，即热冲压成型后的疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性的改善，是通过表面处理钢板的镀层的构成来实现的。因此，本实施方式涉及的表面处理钢板的母材并不特别限定。但是，母材的成分在以下说明的范围内时，可得到在疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性的基础上具有合适的机械特性的成型体。
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，以下的说明中涉及含量的“％”指的是“质量％”。
C：0.05～0.4％
碳(C)是提高热冲压后成型体强度的元素。C含量过少时，无法获得上述效果。另一方面，C含量过多时，钢板的韧性下降。因此，C含量为0.05～0.4％。C含量优选为0.10％以上，更优选为0.13％以上。另外，C含量优选为0.35％以下。
Si：0.5％以下
硅(Si)是不可避免含有且具有使钢脱氧的作用的元素。但是，Si含量过多时，在热冲压的加热过程中，钢中的Si扩散，在钢板表面形成氧化物，导致磷酸盐处理性下降。Si还是使钢板的Ac3点上升的元素，一旦Ac3点上升，则热冲压时的加热温度可能超过镀锌的蒸发温度。因此，Si含量为0.5％以下。Si含量优选为0.3％以下，更优选为0.2％以下。从上述产品性能的角度出发，虽然对Si含量的下限值并无制约，但由于是以上述脱氧为目的而使用，因此存在实质上的下限值。虽然也取决于所希望的脱氧程度，但通常为0.05％。
Mn：0.5～2.5％
锰(Mn)是提高淬火性、提高热冲压后成型体强度的元素。Mn含量过少时，无法获得该效果。另一方面，Mn含量过多时，该效果饱和。因此，Mn含量为0.5～2.5％。Mn含量优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。另外，Mn含量优选为2.4％以下，更优选为2.3％以下。
P：0.03％以下
磷(P)是钢中所含的杂质。P会偏析于晶界使钢的韧性下降，并使耐延迟断裂性下降。因此，P含量为0.03％以下。P含量优选为尽可能少。
S：0.01％以下
硫(S)是钢中所含的杂质。S会形成硫化物使钢的韧性下降，并使耐延迟断裂性下降。因此，S含量为0.01％以下。S含量优选为尽可能少。
sol.Al：0.1％以下
铝(Al)一般出于钢的脱氧目的而使用，是不可避免含有的元素。但是，Al含量过多时，虽然脱氧充分进行，但钢板的Ac3点上升，存在热冲压时的加热温度超过镀锌的蒸发温度的可能。因此，Al含量为0.1％以下。Al含量优选为0.05％以下。为得到上述效果，Al含量优选为0.01％以上。需要说明的是，本说明书中，Al含量指的是sol.Al(酸溶Al)的含量。
N：0.01％以下
氮(N)是钢中不可避免含有的杂质。N会形成氮化物使钢的韧性下降。在钢中含有B的情况下，N还会与B结合导致固溶B量减少，甚至导致淬火性下降。因此，N含量为0.01％以下。N含量优选为尽可能少。
B：0～0.005％
硼(B)具有提高钢的淬火性和提高热冲压后成型体强度的效果，因此可根据需要含有。但是，B含量过多时，该效果饱和。因此，B含量为0.005％以下。为得到上述效果，B含量优选为0.0001％以上。
Ti：0～0.1％
钛(Ti)会与N结合形成氮化物。这样Ti与N结合的情况下，B与N的结合被抑制，能够抑制形成BN导致的淬火性下降。因此，Ti可根据需要含有。但是，Ti含量过多时上述效果饱和，此外，Ti氮化物过多析出将导致钢的韧性下降。因此，Ti含量为0.1％以下。需要说明的是，Ti通过其钉扎效应，可使热冲压加热时的奥氏体粒径细小化，由此提高成型体的韧性等。为得到上述效果，Ti含量优选为0.01％以上。
Cr：0～0.5％
铬(Cr)具有提高钢的淬火性的效果，因此可根据需要含有。但是，Cr含量过多时，会形成Cr碳化物。该Cr碳化物在热冲压的加热时难以熔化，因此奥氏体化难以进行，导致淬火性下降。因此，Cr含量为0.5％以下。为得到上述效果，Cr含量优选为0.1％以上。
Mo：0～0.5％
钼(Mo)具有提高钢的淬火性的效果，因此可根据需要含有。但是，Mo含量过多时，上述效果饱和。因此，Mo含量为0.5％以下。为得到上述效果，Mo含量优选为0.05％以上。
Nb：0～0.1％
铌(Nb)具有形成碳化物从而在热冲压时使晶粒细小化，提高钢的韧性的效果，因此可根据需要含有。但是，Nb含量过多时，不仅上述效果饱和，而且淬火性下降。因此，Nb含量为0.1％以下。为得到上述效果，Nb含量优选为0.02％以上。
Ni：0～1.0％
镍(Ni)具有提高钢的韧性的效果。Ni还可在热冲压加热时，抑制由于熔融Zn的存在而导致的脆化。因此，Ni可根据需要含有。但是，Ni含量过多时，这些效果饱和。因此，Ni含量为1.0％以下。为得到上述效果，Ni含量优选为0.1％以上。
构成本实施方式的表面处理钢板的母材的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，杂质指的是工业上制造钢板时，由于作为原料的矿石或废料可能含有的成分或制造环境等可能混入的成分，并非有意添加的成分。
(C)镀层
本发明中的镀层以Zn和Al作为主体。即，镀层的平均组成满足下述(i)式。表面处理钢板的镀层满足下述的条件时，能够提高热冲压后的成型体的疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性。
75.0≤Zn+Al≤98.5···(i)
其中，上述式中的元素符号表示镀层中所含的各元素的含量(质量％)。
另外，Zn和Al的比率也是重要的。因此，本发明的镀层的平均组成满足下述(ii)式。Zn/Al的值小于0.4时，不能确保磷酸盐处理性，涂装后耐腐蚀性将劣化。另外，Zn/Al的值超过1.5时，不能抑制LME，疲劳特性将劣化。Zn/Al的值优选为1.2以下，更优选为1.0以下，进一步优选为0.8以下。
0.4≤Zn/Al≤1.5···(ii)
此外，在本发明中，镀层的平均组成以质量％计含有Mg：0.5～2.0％。镀层中的Mg含量小于0.5％时，热冲压后的成型体的耐腐蚀性提高效果不充分。另一方面，Mg含量超过2.0％时，热冲压时产生LME的风险增大。另外，由于Mg容易被氧化，因此会以氧化物的形式富集于热冲压后的成型体表层。由于Mg氧化物的电阻高，因此一旦过多富集，将导致成型体的焊接性恶化。镀层中的Mg含量优选为0.6％以上，更优选为0.8％以上。另外，Mg含量优选为1.8％以下，更优选为1.5％以下。
另外，还需要在与Zn和Al的含量的关系上调整镀层中的Mg含量，具体而言，需要满足下述(iii)式。Zn/Al×Mg的值超过1.6时，无法抑制LME，疲劳特性将劣化。Zn/Al×Mg的值优选为1.4以下，更优选为1.2以下，进一步优选为1.0以下。
Zn/Al×Mg≤1.6···(iii)
镀层的平均组成以质量％计还可含有Si：大于0％且为15.0％以下。通过在镀层中含有Si，能够提高母材与镀层的密合性。另一方面，镀层中的Si含量超过15.0％时，热冲压后的成型体的耐腐蚀性以及焊接性等性能可能变得无法保证。Si含量优选为0.1％以上，更优选为0.3％以上。
另外，镀层中的Si含量变高时，会抑制后述的Fe扩散层的形成。因此，如果想要促进Fe扩散层的形成，则Si含量优选为10.0％以下，更优选为5.0％以下。
此外，镀层中可含有Cr、Ca、Sr、Ti等。但是，由于这些元素与Mg同样地容易被氧化，因此会以氧化物的形式富集于热冲压后的成型体的表层。由于这些氧化物的电阻也高，因此一旦过多富集，将导致成型体的焊接性恶化。因此，镀层中含有这些元素时，镀层的平均组成在与Mg含量的关系上，优选满足下述(iv)式。
Mg+Ca+Ti+Sr+Cr≤2.0···(iv)
在此，本发明中镀层的平均组成通过以下方法求出。首先，将包含镀层的表面处理钢板用10％HCl水溶液溶解。此时，为了仅溶解镀层，将用于抑制母材的Fe溶解的抑制剂加入盐酸。然后，用电感耦合等离子体发射光谱分析(ICP-OES)测量溶解液中所含的各元素。
本发明中的镀层优选在镀层中的母材侧具有Fe扩散层。Fe扩散层由以Fe-Al-Zn相为主体的组织构成。Fe-Al-Zn相为主体指的是Fe-Al-Zn相的总面积率为90％以上。Fe-Al-Zn相的总面积率更优选为95％以上，进一步优选为99％以上。本发明的Fe-Al-Zn相指的是Fe(Al，Zn)2、Fe2(Al，Zn)5或Fe(Al，Zn)3的总称。尤其是Fe扩散层中的Fe含量在20～55质量％的范围。需要说明的是，上述Fe-Al-Zn相有时也含有Si。
在表面处理钢板用于冷加工的情况下，如果存在Fe扩散层，则会成为裂纹的起点。因此，通常优选尽量不形成Fe扩散层。但是，在表面处理钢板用于热冲压的情况下，镀层中如果存在以Fe-Al-Zn相为主体的Fe扩散层，则热冲压时镀层中的Zn和Al的合金化被促进，将快速形成Fe-Al合金。尤其在与母材的界面附近，Fe-Al合金的形成被促进，因此发挥抑制LME的效果。需要说明的是，在本发明中，Fe-Al合金是αFe、Fe3Al以及FeAl的总称。
想要得到上述效果时，Fe扩散层的厚度相对于本发明的镀层的整体厚度的比例优选为15～50％。上述的比例小于15％时，无法充分获得LME的抑制效果。另一方面，上述的比例超过50％时，钢板卷绕成卷状时可能产生裂纹。Fe扩散层的厚度相对于镀层的整体厚度的比例优选为20％以上，更优选为25％以上。另外，Fe扩散层的厚度的比例优选为45％以下，更优选为40％以下。
图1是对本发明的一个实施方式涉及的表面处理钢板的截面进行SEM观察得到的图像的一例。需要说明的是，图1(a)是以积极形成Fe扩散层的条件进行镀覆处理的例子。另一方面，图1(b)是以通常条件进行镀覆处理的例子。由图1可知，能够清楚观察到镀层中的Fe扩散层与其它层的边界。
另外，由镀层的EPMA分析结果可确认Fe扩散层的Fe含量为20％以上，是以20～55质量％范围的Fe-Al-Zn相为主体的组织。另外，其它层小于20％。因此，在本发明中，镀层的整体厚度以及Fe扩散层的厚度通过EPMA分析以及SEM观察的结果进行测量。另外，在本发明中，从截面对镀层进行SEM观察的基础上，在任意12个部位上测量镀层的整体厚度以及Fe扩散层的厚度，采用排除最大和最小后的10个部位上的测量值的平均值作为各自的厚度。
需要说明的是，对于本发明的镀层的整体厚度并不特别设限，例如可以是5～40μm。镀层的整体厚度优选为10μm以上，优选为30为m以下。另外，对于Fe扩散层的厚度也并不特别设限，如果想要获得抑制LME的效果，则优选为3μm以上。另一方面，如果其厚度过大，则钢板卷绕成卷状时可能产生裂纹，因此优选为10μm以下。
此外，如果想要充分形成Fe扩散层，获得抑制LME的效果，则优选镀层的平均组成以质量％计还含有Fe：5.0～25.0％。
(D)制造方法
制造本实施方式的表面处理钢板的工序包括制造母材的工序和在母材的表面形成镀层的工序。以下详述各工序。
母材制造工序
在母材制造工序中，制造表面处理钢板的母材。例如，制造具有上述化学组成的钢水，用该钢水，通过铸造法制造板坯，或通过铸锭法制造铸锭。接着，通过对板坯或铸锭进行热轧，可得到表面处理钢板的母材(热轧板)。需要说明的是，也可以将对上述热轧板进行酸洗处理并对酸洗处理后的热轧板进行冷轧得到的冷轧板作为表面处理钢板的母材。
镀覆处理工序
在镀覆处理工序中，在上述母材表面形成Al-Zn-Mg镀层，制造表面处理钢板。镀层的形成方法可以是热浸镀处理，也可以是热喷镀处理、蒸镀处理等其它任何处理。为了提高母材与镀层的密合性，优选镀层中含有Si。
例如，通过热浸镀处理形成Al-Zn-Mg镀层的例子如下。即，将母材浸入由Al、Zn、Mg和杂质形成的热浸镀浴中，使母材表面附着镀层。接着，将附着有镀层的母材从镀浴中提起。
本工序中，可通过适当调整钢板从镀浴的提起速度、擦拭气体的流量，来调整镀层的厚度。如上所述，镀层的整体厚度优选调整为5～40μm。
需要说明的是，想要在镀层中形成上述Fe扩散层时，镀覆处理工序中的镀浴中的Si含量、浸渍时间以及浸渍后的冷却速度的控制是重要的。具体而言，为促进Fe扩散层的形成，如上所述，需要使镀浴中的Si含量低。
另外，通过在镀浴中浸渍5s以上，进而从镀浴提起后进行保温或加热，将平均冷却速度控制在30℃/s以下，可使Fe的扩散充分进行。不过，如果Fe扩散层的厚度过大，则钢板卷绕成卷状时可能产生裂纹，因此在镀浴中的浸渍时间优选为15s以下，浸渍后的平均冷却速度优选为5℃/s以上。
因此，想要在镀层中形成Fe扩散层且将Fe扩散层的厚度相对于镀层的整体厚度的比例调整为15～50％的范围时，在镀浴中的浸渍时间优选为5～15s，浸渍后的平均冷却速度优选为5～30℃/s以下。
(E)热冲压条件
通过对本发明的表面处理钢板施加热冲压，能够得到疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性优异的成型体。通过基于以下说明的条件进行热冲压，能够更可靠地得到上述特性优异的成型体。需要说明的是，进行热冲压前，可根据需要进行防锈油膜形成处理以及冲裁加工处理。
热冲压工序
通常的热冲压是通过将钢板加热至热冲压温度范围(热加工温度范围)，接着进行热加工，再冷却而进行的。根据通常的热冲压技术，为了缩短制造时间，一般认为钢板的加热速度宜尽可能大。另外，只要将钢板加热至热冲压温度范围，镀层的合金化就会充分进行，因此，通常的热冲压技术并不重视钢板的加热条件的控制。
但是，为了更可靠地得到上述特性优异的成型体，将表面处理钢板升温至热冲压温度时，优选进行在规定的温度域保持一定时间的合金化加热处理。并且，施加合金化加热处理后，加热至热冲压温度(淬火加热温度)，进行热加工以及冷却。
具体而言，首先，将表面处理钢板装入加热炉(气炉、电炉、红外线炉等)。在加热炉内，将表面处理钢板加热至500～750℃的温度范围，进行在该温度范围内保持10～450s的合金化加热处理。通过进行合金化加热处理，母材的Fe扩散至镀层中，合金化得以进行。通过该合金化，能够抑制LME。需要说明的是，合金化加热温度不需要恒定，可在500～750℃的范围内变动。
合金化加热处理结束后，将表面处理钢板加热至Ac3点～950℃的温度范围，接着进行热加工。此时，将表面处理钢板的温度处于Ac3点～950℃的温度范围(氧化温度范围)内的时间限制在60s以下。表面处理钢板的温度在氧化温度范围内时，镀层表层的氧化物皮膜生长。表面处理钢板的温度处于氧化温度范围内的时间超过60s时，存在氧化物皮膜过度生长，成型体的焊接性下降的担忧。另一方面，由于氧化物皮膜的生成速度非常快，因此表面处理钢板的温度处于氧化温度范围内的时间的下限值大于0s。不过，由于在100％氮气氛等非氧化气氛下进行表面处理钢板的加热时不形成氧化物皮膜，因此加热在大气气氛等氧化气氛下进行。
只要表面处理钢板的温度处于氧化温度范围内的时间在60s以下，加热速度以及最高加热温度等条件并不特别限定，可选择能够进行热冲压的各种条件。
接着，将从加热炉取出的表面处理钢板用模具压制成型。本工序中，与该压制成型同时地通过模具将该钢板淬火。模具内循环有冷却介质(例如水)，模具促使表面处理钢板散热，实现淬火。可通过以上工序制造成型体。
需要说明的是，虽然以使用加热炉加热表面处理钢板的方法为例进行了说明，但也可以通过通电加热的方式进行加热。此时，通过通电加热的方式对钢板进行规定时间的加热，使用模具进行该钢板的压制成型。
防锈油膜形成工序
防锈油膜形成工序是在镀覆处理工序后且在热冲压工序前，在表面处理钢板的表面涂布防锈油从而形成防锈油膜的工序，可以任选包含于制造方法中。从表面处理钢板制造完成到进行热冲压之间的时间长时，表面处理钢板的表面可能氧化。而通过防锈油膜形成工序形成了防锈油膜的表面处理钢板的表面则难以氧化，因此，防锈油膜形成工序能够抑制成型体的氧化皮的形成。需要说明的是，防锈油膜的形成方法可使用公知的任何技术。
冲裁加工工序
本工序是在防锈油膜形成工序后且在热冲压工序前，对表面处理钢板进行裁切加工和/或冲切加工，使该钢板成型为特定形状的工序。冲裁加工后的钢板的裁断面容易氧化。但是，如果钢板表面事先形成了防锈油膜，则防锈油在一定程度上也会扩展到上述裁断面。由此，能够抑制冲裁加工后的钢板的氧化。
以上对本发明的一个实施方式进行了说明，上述实施方式仅为本发明的示例。因此，本发明不限于上述实施方式，只要在本发明的精神范围内，可适当变更设计。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。
实施例1
首先，准备母材。即，使用表1所示化学组成的钢水用连续铸造法制造板坯。接着，热轧板坯，制造热轧钢板，进而将热轧钢板酸洗后，进行冷轧，制造冷轧钢板。然后，将该冷轧钢板作为表面处理钢板的母材(板厚度1.4mm)。
[表1]
表1
接着，使用这样制造得到的母材，按照表2所示条件进行镀覆处理，制造各试验例的表面处理钢板。
[表2]
表2
对得到的表面处理钢板的镀层的平均组成进行测量。测量时，首先将包含镀层的表面处理钢板用10％HCl水溶液溶解。此时，为了仅溶解镀层，将用于抑制母材的Fe溶解的抑制剂加入盐酸。然后，用ICP-OES测量溶解液中所含的各元素。
另外，切出表面处理钢板的截面，进行SEM观察，从而测量镀层的整体厚度以及Fe扩散层的厚度。其测量结果如表3所示。
[表3]
表3
其后，对于各试验例的表面处理钢板，如下所示进行热V弯折试验、点焊性评价试验以及涂装后耐腐蚀性评价试验。
热V弯折试验
对于各试验例的表面处理钢板，进行700℃下保持120s的合金化加热处理后，在900℃下加热30s，立即用3种手压机进行热V弯折加工，制成成型体。需要说明的是，模具的形状为基于V弯折加工的弯折半径的外侧部分在弯折加工结束时分别伸长10％、15％以及20％的形状。
其后，对于成型体的V弯折加工部位的厚度方向截面，使用SEM和反射电子检测器观察反射电子图像，观察有无LME发生。并且，将裂纹延展至母材(Fe浓度为98％以上的部位)的情况判断为有LME发生。在基于热V弯折试验的耐LME性的评价中，将伸长20％时无裂纹的评价为优(1)，将伸长20％时产生裂纹但伸长15％时不产生裂纹的评价为良(2)，将伸长15％时产生裂纹但伸长10％时不产生裂纹的评价为及格(3)，将伸长10％时产生裂纹的评价为不及格(4)。
需要说明的是，在上述观察中难以判断裂纹的终端位置时，通过用能量色散X射线微量分析仪对裂纹终端位置的周围区域进行能量色散X射线分析(EDS)，判断裂纹是否延伸至母材。此时，将Al、Zn的含量总和超过0.5％的区域认定为镀层，将与其相对的钢材的内侧区域认定为母材。
点焊性评价试验
对于各试验例的表面处理钢板，进行在700℃下保持120s的合金化加热处理后，在900℃下加热30s，立即将钢板夹入具备水冷套的平板模具，制造板状的成型体。需要说明的是，淬火方式为：至马氏体相变开始点(410℃)左右为止，即使是热冲压时冷却速度慢的部分也达到50℃/s以上的冷却速度。
对于这些成型体，使用直流电源，以加压力350kgf实施点焊。以各种焊接电流实施试验，对于焊接部的熔核直径，将大于4.7mm的值作为下限值，适当加大焊接电流的值，将焊接时发生飞溅的值作为上限值。并且，将上限值与下限值之间的值设定为合适电流范围，将上限值与下限值的差作为点焊性的指标。在点焊性的评价中，将该值为1.5A以上的评价为优(1)，将1.0A以上且小于1.5A的评价为良(2)，将0.5A以上且小于1.0A的评价为及格(3)，将小于0.5A的评价为不及格(4)。
涂装后耐腐蚀性评价试验
对于各试验例的表面处理钢板，进行700℃下保持120s的合金化加热处理后，在900℃下加热30s，立即将钢板夹入具备水冷套的平板模具制造板状的成型体。需要说明的是，淬火方式为：至马氏体相变开始点(410℃)左右为止，即使是热冲压时冷却速度慢的部分也达到50℃/s以上的冷却速度。
此外，对于各成型体，使用日本帕卡濑精株式会社生产的表面调整处理剂(商品名：Prepalene X)，在常温下进行20s的表面调整。接着，使用日本帕卡濑精株式会社生产的磷酸锌处理液(商品名：Palbond3020)，进行磷酸盐处理。具体而言，处理液的温度为43℃，将成型体在处理液中浸渍120s。由此，在钢材表面形成磷酸盐覆膜。
实施上述磷酸盐处理后，对于各成型体，将日本涂料株式会社生产的阳离子型电沉积涂料以电压160V的斜坡通电进行电沉积涂装，此外，以烘烤温度170℃进行20分钟烘烤涂装。以在热冲压成型前的表面处理钢板上电沉积涂装达到15μm为条件，实施电沉积涂装后的涂料的膜厚控制。
对于电沉积涂装后的成型体，以到达基底钢材的方式划格，实施复合腐蚀试验(JASO M610循环)。基于涂装胀幅进行耐腐蚀性评价，将实施180循环的复合腐蚀试验后的涂装胀幅为2.0mm以下的评价为优(1)，将大于2.0mm且为3.0mm以下的评价为良(2)，将大于3.0mm且为4.0mm以下的评价为及格(3)，将大于4.0mm的评价为不及格(4)。
评价结果
在本发明中，旨在提供一种表面处理钢板，其适合作为疲劳特性(耐LME性)、点焊性以及涂装后耐腐蚀性全部平衡良好地达到优异的成型体的坯料。因此，综合考虑这些评价结果，将在任一试验中均达到优或良的综合评价A的产品和在任一试验中均至少没有不及格的综合评价B的产品评为合格，将在任一试验中存在不及格的综合评价C的产品评为不合格。其结果如表4所示。
[表4]
表4
#1:优,2:良,3:及格,4:不及格
由表4可知，已确认通过以本发明的表面处理钢板作为坯料，以合适的条件进行热冲压，可得到疲劳特性(耐LME性)、点焊性以及涂装后耐腐蚀性全部平衡良好地达到优异的成型体。
产业上的可利用性
对本发明的表面处理钢板进行热冲压，能够得到疲劳特性、点焊性以及涂装后耐腐蚀性优异的成型体。因此，以本发明的表面处理钢板为坯料的成型体适合用于汽车等中使用的结构部件等。

Claims (7)

1.一种表面处理钢板，其具备母材和形成于该母材表面的镀层，
所述镀层的平均组成以质量％计含有
Mg：0.5～2.0％，且满足下述(i)～(iii)式：
75.0≤Zn+Al≤98.5···(i)
0.4≤Zn/Al≤1.5···(ii)
Zn/Al×Mg≤1.6···(iii)
其中，上述式中的元素符号表示镀层中所含的各元素的质量％含量。
2.根据权利要求1所述的表面处理钢板，其中，所述镀层的平均组成以质量％计还含有
Si：大于0％且为15.0％以下。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的表面处理钢板，其中，所述镀层的平均组成还满足下述(iv)式：
Mg+Ca+Ti+Sr+Cr≤2.0···(iv)
其中，上述式中的元素符号表示镀层中所含的各元素的质量％含量。
4.根据权利要求1至权利要求3中任一项所述的表面处理钢板，其中，
所述镀层在所述镀层中的母材侧具有Fe扩散层，
所述Fe扩散层的厚度相对于所述镀层的整体厚度的比例为15～50％。
5.根据权利要求4所述的表面处理钢板，其中，所述镀层的平均组成以质量％计还含有
Fe：5.0～25.0％。
6.根据权利要求1至权利要求5中任一项所述的表面处理钢板，其中，所述母材的化学组成以质量％计含有
C：0.05～0.4％、
Si：0.5％以下、和
Mn：0.5～2.5％。
7.根据权利要求1至权利要求6中任一项所述的表面处理钢板，其用于热冲压。
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