CN112771184B

CN112771184B - 被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法

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Publication number: CN112771184B
Application number: CN202080005376.5A
Authority: CN
Inventors: 田畑进一郎
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-02-05
Filing date: 2020-02-05
Publication date: 2022-05-17
Anticipated expiration: 2040-02-05
Also published as: KR20210037720A; US20210355560A1; MX2021007154A; EP3922738A1; EP3922738A4; JPWO2020162513A1; US11618933B2; JP6822616B2; CN112771184A; US20220325371A1; KR102378315B1; WO2020162513A1; US11427882B2

Abstract

本发明的目的是提供腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法。本发明的被覆钢构件的特征在于，通过以规定的条件进行加热、冷却来制造在表面具有含有Cu的层的被覆钢板，从而在表面具备以质量％计含有合计0.12％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的Al‑Fe系被覆。

Description

被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法。

背景技术

在汽车用钢板的领域，以近来的环境限制及碰撞安全基准的严格化为背景，为了兼顾燃料效率和碰撞安全性，具有高抗拉强度的钢板的应用在扩大。但是，由于钢板的压力成形性伴随着高强度化而降低，因此制造复杂形状的制品正变得困难起来。

具体而言，由于钢板的延展性伴随着高强度化而降低，产生高加工部位的断裂的问题。另外，还会产生因加工后的残余应力而产生回弹及壁翘曲、尺寸精度劣化的问题。因此，将具有高强度、特别是780MPa以上的抗拉强度的钢板压力成形为具有复杂形状的制品并不容易。此外，根据辊成形而不是压力成形，虽然容易对高强度的钢板进行加工，但其应用对象被限定为在长度方向上具有一样的截面的部件。

于是，近年来，例如如专利文献1～3中公开的那样，作为对高强度钢板那样的成形困难的材料进行压力成形的技术，采用了热冲压技术。所谓热冲压技术是将供于成形的材料加热后进行成形的热成形技术。

就该技术而言，由于将材料加热后进行成形，因此在成形时，钢材软质而具有良好的成形性。由此，即便是高强度的钢材，也能够以良好的精度成形为复杂的形状。另外，就热冲压技术而言，由于通过压力模具在成形的同时进行淬火，因此成形后的钢材具有充分的强度。

例如，根据专利文献1，通过热冲压技术，变得能够对成形后的钢材赋予1400MPa以上的抗拉强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-102980号公报

专利文献2：日本特开2012-180594号公报

专利文献3：日本特开2012-1802号公报

专利文献4：日本特开2003-183802号公报

专利文献5：日本特开2004-124208号公报

专利文献6：日本特开2012-62500号公报

专利文献7：日本特开2003-268489号公报

专利文献8：日本特开2017-179589号公报

专利文献9：日本特开2015-113500号公报

专利文献10：日本特表2017-525849号公报

专利文献11：日本特开2011-122207号公报

专利文献12：日本特开2011-246801号公报

专利文献13：日本特开2012-1816号公报

发明内容

发明所要解决的课题

目前，伴随着各国的挑战性的燃料效率目标的设定，为了车体轻量化，要求进一步的高强度钢材。具体而言，在热冲压中被视为需要超过一般的强度即1.5GPa的高强度钢材。

可是，在将强度超过1GPa的高强度钢板应用于汽车的情况下，不仅要求上述的成形性和成形后的韧性，而且还要求耐氢脆性。若高强度钢板的耐氢脆性不充分，则在汽车被出货到市场之后，在一般用户的使用中钢发生腐蚀，从而有可能因伴随腐蚀反应所产生的氢而引起脆化开裂。

在强度超过1.5GPa的区域，由于钢材的氢脆敏感性急剧增大，因此即便是具有耐蚀性的表面被覆钢板，也担心氢脆开裂。因此，为了将超过1.5GPa的高强度钢材作为车体而实用化，需要提供具备以往以上的耐蚀性、腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件的技术。

关于超过1.5GPa的高强度钢材，例如在专利文献2中公开了韧性优异、并且抗拉强度为1.8GPa以上的经热压成形的压力成形品。然而，针对腐蚀环境中的氢脆的对策并不充分，在作为汽车构件的使用中，有时无法应对更安全的要求。

另外，在专利文献3中公开了具有2.0GPa以上这样极高的抗拉强度、进而具有良好的韧性和延展性的钢材。然而，针对腐蚀环境中的氢脆的对策并不充分，在作为汽车构件的使用中，有时无法应对更安全的要求。

关于耐蚀性，例如在专利文献4中公开了涂装后耐蚀性优异的高强度Al系镀覆钢板。然而，没有关于耐氢脆性的描述，不适于超过1.5GPa的高强度钢材的实际使用。

另外，在专利文献5中公开了具有涂装后耐蚀性优异的Ni、Cu、Cr、Sn层的高强度表面处理钢板，在专利文献6中公开了Ni、Cr、Cu、Co镀覆皮膜钢材。然而，没有关于耐氢脆性的描述，不适于超过1.5GPa的高强度钢材的实际使用。

关于耐氢脆性，例如在专利文献7、8、9中公开了盐酸浸渍环境中的耐氢脆性优异的热冲压材料。然而，大气腐蚀环境中的耐氢脆性和盐酸等溶液浸渍环境中的耐氢脆性大多不一致，不适于超过1.5GPa的高强度钢材的实际使用。

另外，在专利文献10中公开了钢材中的Ni在表层中浓化的热冲压材料，记载了在热冲压工序中的加热时具有抑制氢侵入的效果。然而，没有关于实际使用时的腐蚀环境中的耐氢脆性的描述，不适于超过1.5GPa的高强度钢材的实际使用。

另外，在专利文献11、12、13中示出了Ni从Ni系镀层扩散至钢板表层的热冲压材料，记载了具有抑制腐蚀环境中的氢侵入的效果。然而，由于钢材的耐氢脆性并不充分，因此对于超过1.5GPa的高强度钢材的实际使用不充分。

本发明是为了解决上述的问题而进行的，目的是提供具有高的抗拉强度、并且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明的主旨在于下述的被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法。以下，将成为被覆钢板的原材料的未实施被覆的钢板简称为“钢板”。

(1)一种被覆钢构件，其特征在于，在表面具备Al-Fe系被覆(coating)，上述Al-Fe系被覆以质量％(mass％)计含有合计0.12％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上，Cu、Mo、Ni、Mn及Cr的含量以质量％计满足Cu+0.01×63.5(Mo/95.9+Ni/58.7+Mn/54.9+Cr/52.0)≥0.12％。

(2)根据上述(1)的被覆钢构件，其中，上述Al-Fe系被覆的厚度为10～100μm，上述Al-Fe系被覆的化学组成以质量％计满足：Al含量的厚度方向的平均值：20.0％以上、Fe含量的厚度方向的平均值：50.0％以上、Cu含量的厚度方向的最小值：0.06％以上、Cu含量的厚度方向的最大值与最小值之比：1.4以上。

(3)根据上述(1)或(2)的被覆钢构件，其特征在于，上述被覆钢构件的除上述Al-Fe系被覆以外的部分的化学组成以质量％计为C：0.25～0.60％、Si：0.25～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Mo：0.10～1.00％、Cu：0.01～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Al：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、REM：0～0.30％、剩余部分：Fe及杂质。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项的被覆钢构件，其特征在于，上述Al-Fe系被覆以质量％计含有1～20％的Si。

(5)一种被覆钢板，其特征在于，在钢板的表面具有Cu浓化的层，上述Cu浓化的层中的Cu表面浓化度为1.2以上，在上述Cu浓化的层之上进一步具有Al系被覆，钢板的平均结晶粒径为30μm以下；其中，Cu表面浓化度表示(距钢板的表面的深度在0～30μm的范围的Cu的最大含量)/(距钢板的表面的深度在200μm处的Cu的平均含量)之比，所谓钢板的表面是指从被覆钢板的表面起沿板厚方向进行GDS，Fe含量成为90％的深度的位置。

(6)一种被覆钢板，其特征在于，其包含钢板、位于上述钢板的表面上的中间层、和位于上述中间层的表面上的Al系被覆，在上述中间层中含有Cu，上述中间层以质量％计含有合计30％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上。

(7)一种被覆钢板，其特征在于，其包含钢板和位于上述钢板的表面上的Al系被覆，在上述Al系被覆中含有Cu，上述Al系被覆以质量％计含有合计1.0％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上。

(8)根据上述(5)～(7)中任一项的被覆钢板，其特征在于，上述钢板的化学组成以质量％计为C：0.25～0.60％、Si：0.25～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Mo：0.10～1.00％、Cu：0.01～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Al：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、REM：0～0.30％、剩余部分：Fe及杂质。

(9)一种被覆钢板的制造方法，其特征在于，其是制造上述(5)的被覆钢板的方法，所述制造方法具备以下工序：在1100～1350℃下对板坯进行加热的工序；在将从粗轧结束至精轧开始为止的时间设为t₁(hr)、将从粗轧结束至精轧开始为止的粗型材(rough bar)的平均温度设为T₁(℃)时，以(T₁+273)×(logt₁+20)≥20000、精轧结束温度成为Ar₃点～1000℃的条件将加热后的上述板坯进行热轧而制成热轧钢板的工序；将上述热轧钢板以平均冷却速度10℃/s进行冷却的工序；以及将冷却后的钢板在700℃以下卷取的工序；对卷取后的钢板实施酸洗的工序。

(10)根据上述(3)的钢板的制造方法，其特征在于，上述酸洗使用盐酸或硫酸，酸洗温度为80～90℃，酸浓度α(％)、酸洗时间t(s)满足6≤α<14、0<t≤420-30×α。

(11)一种被覆钢构件的制造方法，其特征在于，其是上述(1)～(4)中任一项的被覆钢构件的制造方法，所述制造方法具备以下工序：在将到达温度设为T₂(℃)、将被覆钢板的温度到达比T₂(℃)低10℃的温度之后至冷却开始为止的时间设为t₂(hr)时，将上述(5)～(8)中任一项的被覆钢板以(T₂+273-10)×(logt₂+20)≥19000、Ac₃点≤T₂≤(Ac₃点+300)℃、平均升温速度成为5～1000℃/s的条件进行加热的工序；以及将平均冷却速度设定为上部临界冷却速度以上而将加热后的被覆钢板冷却至Ms点，接着以平均冷却速度5℃/s以上从Ms点冷却至100℃以下的工序。

(12)根据上述(11)的被覆钢构件的制造方法，其特征在于，在冷却至上述Ms点的同时，对上述被覆钢板实施热成形。

发明效果

根据本发明，能够提供具有高的抗拉强度、并且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法。

附图说明

图1是表示本发明中的酸洗的酸浓度与时间的关系的图。

具体实施方式

首先，对本发明人等为了获得具有高的抗拉强度、并且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件而对化学成分及组织对这些特性造成的影响进行调查的研究内容进行说明。

以耐蚀为目的而在国内外生产的面向热冲压的钢板大多为实施了镀铝或镀锌的表面被覆钢板。对于这些被覆钢板，若进行热冲压，则表面的合金反应得以进行，可得到具有Al-Fe系被覆或Zn-Fe系被膜的被覆钢构件。此外，上述钢板大多化学组成类似，通过含有0.20质量％左右的C而在热冲压后显示出1.5GPa级的强度。

(a)本发明人等为了进一步的车体轻量化，使C增量至0.25质量％以上，进行了将超过1.5GPa的高强度钢材应用于汽车的车体的详细研究。其结果获知：即使在实施了上述那样的Al系、Zn系被覆的情况下，氢脆开裂的风险也高。

推测在强度超过1.5GPa的强度区域，由于钢材的氢脆敏感性急剧增大，即便是微量的产生氢也发生脆化开裂，因此即使在实施了上述那样的Al系、Zn系被覆的情况下，耐蚀也不充分，在进行了缓慢的腐蚀的部位，由于微量的氢而发生氢脆开裂。

(b)本发明人等基于上述超过1.5GPa的高强度钢材的腐蚀环境中的氢脆开裂的机理，对耐蚀性的改善进行了努力。其结果发现：通过在被覆钢构件的表面Al-Fe系被覆中含有Cu，从而耐蚀性大幅改善，能够飞跃地提高腐蚀环境中的耐氢脆性。

(c)再者，本发明人等发现：如果在上述Al-Fe系被覆中除了Cu以外，还含有作为耐蚀元素的Mo、Ni、Mn、Cr，则耐蚀性进一步改善。另外，除了耐蚀性以外，对于强度超过1.5GPa的钢材，通过将化学组成、组织最优化来降低氢脆的敏感性。即，开发了如下的技术：与以往的Al-Fe系被覆相比通过改善耐蚀性来防止伴随腐蚀反应的氢产生，即便是产生氢的情况下，也通过改善钢材的耐氢脆性从而在汽车等腐蚀环境中也可经得住实用化。

本发明是基于上述的见解而进行的。以下，对本发明的一实施方式的被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法的各要件进行详细说明。

(A)被覆钢构件

(A1)被覆钢构件的被覆

本实施方式的被覆钢构件在其表面具有按照满足下述式(1)的方式以质量％计含有合计0.12％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的Al-Fe系被覆。此外，以下的说明中关于含量的“％”是指“质量％”。另外，所谓Al-Fe系被覆是以Al及Fe作为主体的被覆，优选合计包含70％以上的Al和Fe。另外，Al-Fe系被覆也称为皮膜、合金化镀层、金属间化合物层。

Cu+0.01×63.5(Mo/95.9+Ni/58.7+Mn/54.9+Cr/52.0)≥0.12％式(1)

式(1)中的元素符号表示Al-Fe系被覆的各元素的含量(质量％)。另外，以下，将式(1)的左边称为“耐蚀元素浓度”。

在被覆钢构件的表面含有作为耐蚀元素的Cu、和Mo、Ni、Mn及Cr的Al-Fe系被覆在构件的使用时发挥优异的耐蚀性，具有提高腐蚀环境中的耐氢脆性的效果。如果Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度低于0.12％，则构件使用时的耐蚀性并不充分，伴随腐蚀的氢脆风险提高。因此，Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度设定为0.12％以上。优选为0.14％以上。耐蚀元素浓度的上限没有特别规定，但如果超过1％，则有时上述的效果饱和，经济性降低。

Al-Fe系被覆也可以进一步含有1.0～20.0％的Si。如后述的那样，经常在被覆钢板的Al系被覆中添加Si，这种情况下，在被覆钢构件的Al-Fe系被覆中也包含Si。含有Si的Al-Fe系被覆的金属间化合物的晶体组织变得致密，具有提高耐蚀性的效果。此外，即便是含有1～20％的Si的情况下，只要上述的耐蚀元素浓度为0.12％以上，则腐蚀环境中的耐氢脆性也优异。此外，Al-Fe系被覆的化学组成以厚度方向的平均值且以质量％计为Si：0～20.0％、Cu：0.06～3.0％、Mo：0～5.0％、Ni：0～5.0％、Mn：0～8.0、Cr：0～8.0％、Al：5.0～60.0％、Fe：30.0～90.0％，剩余部分为杂质，Al+Fe：70.0％以上。Al+Fe、即Al含量与Fe含量的合计也可以设定为75.0％以上、80.0％以上、85.0％以上。

Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度、Si含量可以如以下那样操作而求出。

从被覆钢构件的表面起沿板厚方向进行GDS(辉光放电发射光谱分析)，求出Al-Fe系被覆中的最大的Cu、Mo、Ni、Mn、Cr、Si含量。GDS的测定在被覆钢构件的距离宽度方向端部为板宽(短边)的1/4的位置处随机地进行5点，在各点处求出Al-Fe系被覆中的最大的Cu、Mo、Ni、Mn、Cr含量，使用各元素的5点中的平均值，由式(1)求出Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度。此外，所谓Al-Fe系被覆是指从被覆钢构件的表面起进行GDS，Fe含量低于90％的区域。此外，由于在最表层中有时存在氧化皮、杂质，因此也测定O含量，O含量为1.0％以上的板厚范围内的上述耐蚀元素浓度的测定值设定为排除在外。

Al-Fe系被覆的厚度优选为10μm以上或30μm以上，优选为100μm以下或80μm。Al-Fe系被覆中的Al含量以厚度方向的平均值计优选为20.0％以上、30.0％以上或40.0％以上，Al-Fe系被覆中的Fe含量优选为50％以上或60.0％以上。

本发明的被覆钢构件的Al-Fe系被覆如上所述含有Cu，由此可以提高腐蚀环境中的耐氢脆性。通过更加提高Al-Fe系被覆与钢板的边界附近的Cu含量，可以进一步降低氢脆的风险。具体而言，在Al-Fe系被覆中，优选将Cu含量的厚度方向的最小值设定为0.06％以上，将Cu含量的厚度方向的最大值与最小值之比设定为1.4以上。

(A2)被覆钢构件的化学组成

本实施方式的被覆钢构件中的各元素的限定理由如下所述。这里，所谓被覆钢构件的化学组成是指被覆钢构件中的除表面的Al-Fe系被覆以外的部分的平均的化学组成。

C：0.25～0.60％

C是提高钢的淬透性、并且提高淬火后的被覆钢构件的强度的元素。但是，C含量低于0.25％时，在淬火后的被覆钢构件中变得难以确保充分的强度。因此，C含量设定为0.25％以上。另一方面，若C含量超过0.60％，则淬火后的被覆钢构件的强度变得过高，韧性、耐氢脆性的劣化变得显著。因此，C含量设定为0.60％以下。C含量优选为0.29％以上或0.31％以上，优选为0.55％以下、0.50％以下、0.48％以下或0.44％以下。

Si：0.25～2.00％

Si是为了提高钢的淬透性、并且稳定地确保淬火后的强度而具有效果的元素。为了获得该效果，需要含有0.25％以上的Si。但是，若钢中的Si含量超过2.00％，则在热处理时，为了奥氏体相变而变得必要的加热温度显著变高。由此，有时导致热处理所需的成本的上升。进一步导致淬火部的韧性的劣化。因此，Si含量设定为2.00％以下。Si含量优选为0.30％以上或0.35％以上，优选为1.60％以下、1.00％以下、0.80％以下、或0.60％以下。

Mn：0.30～3.00％

Mn是为了提高钢板的淬透性、并且稳定地确保淬火后的强度而非常有效的元素。进而是降低Ac₃点、促进淬火处理温度的低温化的元素。另外，具有扩散到Al-Fe系被覆中而提高耐蚀性的效果。但是，Mn含量低于0.30％时，其效果并不充分。另一方面，若Mn含量超过3.00％，则上述的效果饱和，进而导致淬火部的韧性、耐氢脆性的劣化。因此，Mn含量设定为0.30～3.00％。Mn含量优选为0.40％以上、0.50％以上、或0.60％以上。另外，Mn含量优选为2.80％以下、或2.00％以下，更优选为1.50％以下、1.20％以下或0.90％以下。

P：0.050％以下

P是使淬火后的被覆钢构件的韧性、耐氢脆性劣化的元素。特别是若P含量超过0.050％，则韧性、耐氢脆性的劣化变得显著。因此，P含量限制为0.050％以下。P含量优选限制为0.020％以下、0.010％以下或0.005％以下。P含量的下限为0％。为了降低精炼成本，也可以将P含量的下限设定为0.0001％或0.001％。

S：0.0100％以下

S是使淬火后的被覆钢构件的韧性、耐氢脆性劣化的元素。特别是若S含量超过0.0100％，则韧性、耐氢脆性的劣化变得显著。因此，S含量限制为0.0100％以下。S含量优选限制为0.0070％以下、或0.0050％以下。S含量的下限为0％。为了降低用于降低S含量的炼钢成本，也可以将S含量的下限设定为0.0001％或0.0005％。

N：0.010％以下

N是使淬火后的被覆钢构件的韧性劣化的元素。特别是若N含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氮化物，韧性显著劣化。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量的下限为0％。将N含量设定为低于0.0002％会导致炼钢成本的增大，在经济上不优选，因此N含量优选设定为0.0002％以上，更优选设定为0.0008％以上。

Ti：0.010～0.100％

Ti是具有下述作用的元素：通过将钢板加热至Ac₃点以上的温度而实施热处理时抑制再结晶，并且形成微细的碳化物而抑制晶粒生长，从而将奥氏体晶粒制成细粒。因此，通过含有Ti，可获得被覆钢构件的韧性大大提高的效果。另外，Ti通过与钢中的N优先结合而抑制因BN的析出而引起的B的消耗，促进后述的由B带来的淬透性提高的效果。Ti含量低于0.010％时，无法充分获得上述的效果。因此，Ti含量设定为0.010％以上。另一方面，若Ti含量超过0.100％，则由于TiC的析出量增加而C被消耗，因此淬火后的被覆钢构件的强度降低。因此，Ti含量设定为0.100％以下。Ti含量优选为0.015％以上或0.025％以上，优选为0.0800％以下或0.045％以下。

B：0.0005～0.0100％

B由于即便是微量也具有剧烈提高钢的淬透性的作用，因此在本发明中是重要的元素。另外，B通过在晶界中偏析，从而强化晶界而提高韧性、耐氢脆性。再者，B在钢板的加热时会抑制奥氏体的晶粒生长。B含量低于0.0005％时，有时无法充分获得上述的效果。因此，B含量设定为0.0005％以上。另一方面，若B含量超过0.0100％，则会析出许多粗大的化合物，被覆钢构件的韧性、耐氢脆性劣化。因此，B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0010％以上、0.0015％以上或0.0020％以上，优选为0.0050％以下或0.0030％以下。

Mo：0.10～1.00％

Mo是为了提高钢板的淬透性、并且稳定地确保淬火后的强度而非常有效的元素。另外，Mo通过在晶界中偏析，从而强化晶界而提高韧性、耐氢脆性。另外，具有扩散到Al-Fe系被覆中而提高耐蚀性的效果。但是，Mo含量低于0.10％时，其效果并不充分。另一方面，若Mo含量超过1.00％，则上述的效果饱和而经济性降低。另外，Mo由于具有使铁碳化物稳定化的作用，因此若Mo含量超过1.00％，则在钢板的加热时粗大的铁碳化物溶解残留，淬火后的被覆钢构件的韧性劣化。因此，含有时的Mo含量设定为1.0％以下。Mo含量优选为0.15％以上或0.19％以上，优选为0.80％以下、0.50％以下、0.30％以下。

Cu：0.01～1.00％

Cu由于在Al-Fe系被覆中大大提高腐蚀环境中的耐蚀性，防止氢脆开裂，因此在本发明中是非常重要的元素。但是，也可以不含于被覆以外的钢板部分中。Cu若含于钢中，则扩散至Al-Fe系被覆中，提高耐蚀性。另外，还是能够提高钢的淬透性、并且稳定地确保淬火后的被覆钢构件的强度的元素。为了获得该效果，优选将Cu含量设定为0.15％以上。另一方面，若Cu含量超过1.00％，则上述的效果饱和，进而导致淬火后的被覆钢构件的韧性、耐氢脆性的劣化。Cu含量优选为0.18％以上或0.20％以上。另外，Cu含量优选为0.80％以下、0.50％以下或0.35％以下。

在本实施方式的被覆钢构件中，为了提高强度、韧性、脱氧性，除了上述的元素以外，还可以进一步含有选自下述所示的Cr、Ni、V、Ca、Al、Nb、Sn、W、Sb及REM中的1种以上的元素。另外，也可以不含有这些元素，这些元素的含量的下限全部为0％。

Cr：0～1.00％

Cr由于是能够提高钢的淬透性、并且稳定地确保淬火后的被覆钢构件的强度的元素，因此也可以含有。另外，还具有扩散到Al-Fe系被覆中而提高耐蚀性的效果。但是，若Cr含量超过1.00％，则上述的效果饱和，徒然地导致成本的增加。另外，由于Cr具有使铁碳化物稳定化的作用，因此若Cr含量超过1.00％，则在钢板的加热时粗大的铁碳化物溶解残留，淬火后的被覆钢构件的韧性劣化。因此，含有时的Cr含量设定为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下或0.50％以下。为了获得上述的效果，Cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.05％以下或0.01％以下。

Ni：0～1.00％

Ni由于是能够提高钢的淬透性、并且稳定地确保淬火后的被覆钢构件的强度的元素，因此也可以含有。另外，还具有扩散到Al-Fe系被覆中而提高耐蚀性的效果。但是，若Ni含量超过1.00％，则上述的效果饱和而经济性降低。因此，含有时的Ni含量设定为1.00％以下。Ni含量也可以设定为0.80％以下、0.50％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的Ni，更优选含有0.10％以上。

V：0～1.00％

V由于是能够形成微细的碳化物、通过其细粒化效果而提高韧性的元素，因此也可以含有。但是，若V含量超过1.00％，则上述的效果饱和而经济性降低。因此，含有时的V含量设定为1.00％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的V，更优选含有0.10％以上。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.10％以下或0.01％以下。

Ca：0～0.010％

Ca由于是具有将钢中的夹杂物微细化、提高淬火后的韧性的效果的元素，因此也可以含有。但是，若Ca含量超过0.010％，则其效果饱和，徒然地导致成本的增加。因此，在含有Ca的情况下其含量设定为0.010％以下。Ca含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。在想要得到上述的效果的情况下，优选将Ca含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.002％以上。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.002％以下或0.001％以下。

Al：0～1.00％

Al由于一般作为钢的脱氧剂而使用，因此也可以含有。但是，若Al含量(其中，不是Sol-Al含量，而是T-Al含量)超过1.00％，则上述的效果饱和而经济性降低。因此，含有时的Al含量设定为1.00％以下。Al含量也可以设定为0.10％以下、0.05％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的Al。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.01％以下。

Nb：0～0.10％

Nb由于是能够形成微细的碳化物、通过该细粒化效果而提高韧性的元素，因此也可以含有。但是，若Nb含量超过0.10％，则上述的效果饱和而经济性降低。因此，含有时的Nb含量设定为0.10％以下。Nb含量也可以设定为0.06％以下、0.04％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的Nb。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.01％以下。

Sn：0～1.00％

Sn由于在腐蚀环境中提高耐蚀性，因此也可以含有。但是，若Sn含量超过1.00％，则晶界强度降低，淬火后的被覆钢构件的韧性劣化。因此，含有时的Sn含量设定为1.00％以下。Sn含量也可以设定为0.50％以下、0.10％或0.04％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的Sn。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.01％以下。

W：0～1.00％

W由于是能够提高钢的淬透性、并且稳定地确保淬火后的被覆钢构件的强度的元素，因此也可以含有。另外，W在腐蚀环境中会提高耐蚀性。但是，若W含量超过1.00％，则上述的效果饱和而经济性降低。因此，含有时的W含量设定为1.00％以下。W含量也可以设定为0.50％以下、0.10％或0.04％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的W。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.01％以下。

Sb：0～1.00％

Sb由于在腐蚀环境中会提高耐蚀性，因此也可以含有。但是，若Sb含量超过1.00％，则晶界强度降低，淬火后的被覆钢构件的韧性劣化。因此，含有时的Sb含量设定为1.00％以下。Sn含量也可以设定为0.50％以下、0.10％或0.04％以下。为了获得上述的效果，优选含有0.01％以上的Sb。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.01％以下。

REM：0～0.30％

REM由于与Ca同样地是具有将钢中的夹杂物微细化、提高淬火后的被覆钢构件的韧性的效果的元素，因此也可以含有。但是，若REM含量超过0.30％，则其效果饱和，徒然地导致成本的增加。因此，含有时的REM含量设定为0.30％以下。REM含量优选为0.20％以下或0.05％以下。在想要获得上述的效果的情况下，优选将REM含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。在没有必要获得上述的效果的情况下，也可以设定为0.01％以下或0.0010％以下。

这里，REM是指Sc、Y及La、Nd等镧系元素的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的合计含量。REM例如使用Fe-Si-REM合金而添加到钢水中，在该合金中例如包含La、Nd、Ce、Pr。

在本实施方式的被覆钢构件的化学组成中，除了上述的元素以外即剩余部分为Fe及杂质。

这里，所谓“杂质”是指在工业上制造钢板时通过矿石、废料等原料、制造工序的各种要因而混入的成分，在不对本发明造成不良影响的范围内被允许。

(A3)热处理被覆钢构件的组织

本实施方式的被覆钢构件中存在的组织是高强度的马氏体成为主体的组织，以面积率计70％以上为马氏体。优选为80％以上，更优选为90％以上。

作为剩余部分，有时还含有残余奥氏体、贝氏体、铁素体或珠光体。此外，在上述马氏体中，还包含回火、自回火马氏体。所谓自回火马氏体是在不进行用于回火的热处理的情况下在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，是通过伴随马氏体相变的自发热，所产生的马氏体当场被回火而生成的。

(A4)被覆钢构件的特性

本实施方式的被覆钢构件通过在其表面按照满足上述式(1)的方式以质量％计含有合计0.12％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的Al-Fe系被覆的耐蚀效果，从而在腐蚀环境中的耐氢脆性方面能够取得优势。

另外，本实施方式的被覆钢构件优选不仅腐蚀环境中的耐氢脆性优异，而且为抗拉强度超过1500MPa的高强度。

在本实施方式中，腐蚀环境中的耐氢脆性通过被覆钢构件的实际使用环境中的暴露试验或利用CCT(复合循环试验)的腐蚀促进试验来评价。作为腐蚀促进试验，例如以4点支撑将被覆钢构件弯曲，依据JIS H8502：1999中记载的中性盐雾循环试验方法的规定来进行CCT，通过不产生氢脆开裂的极限的循环数来评价。

以上，对本实施方式的被覆钢构件进行了说明，但对于被覆钢构件的形状没有特别限定。即，也可以为平板，但特别地，热成形后的被覆钢构件大多情况下为成形体，在本实施方式中，将为成形体的情况、为平板的情况都包括在内而称为“被覆钢构件”。虽然没有必要特别规定被覆钢构件的厚度，但也可以设定为0.5～5.0mm。也可以将厚度的上限设定为4.0mm或3.2mm，也可以将其下限设定为0.8mm或1.0mm。钢构件的抗拉强度也可以设定为超过1500MPa，但根据需要也可以设定为1700MPa以上、1800MPa以上或1900MPa以上。没有必要特别规定抗拉强度的上限，但也可以设定为2500MPa以下或2300MPa以下。

(B)被覆钢板

接着，对被覆钢板进行说明。

(B1)被覆钢板的化学组成

构成被覆钢板的钢板(其中，在后述的方式Y的情况下为中间层形成前的原板，在后述的方式Z的情况下为Al系被覆形成前的原板)的化学组成与上述的被覆钢构件中的化学组成相同，其限定理由也同样。

(B2)钢板表面的Cu含有层及被覆

本实施方式的被覆钢板在钢板的表面具有含有Cu的层。作为具体的实施方式，优选下述3种方式，在任一方式中都能够获得同等的效果。

(B2X)方式X

本实施方式中的被覆钢板在钢板的表面具有Cu浓化的层作为含有Cu的层，在其上进一步具有Al系被覆。

除了钢板的主要成分的Fe以外，在钢板的表面浓化的Cu通过在后述的热处理中扩散至Al系被覆中，形成含有Cu等耐蚀元素的Al-Fe系被覆，从而具有抑制伴随腐蚀的氢产生、提高腐蚀环境中的耐氢脆性的效果。若由距钢板的表面的深度在0～30μm的范围的Cu含量的最大值与距钢板的表面的深度在200μm处的Cu的平均含量之比定义的“Cu表面浓化度”为1.2以上，则由于被覆钢构件的耐蚀元素浓度变得充分高，伴随腐蚀的氢脆风险变低，因此优选。Cu表面浓化度更优选为1.4以上。没有必要规定Cu的表面浓化度的上限，但也可以设定为2.5或2.1。

Cu的表面浓化度如以下那样操作而求出。

从Al系被覆钢板的表面起沿板厚方向进行GDS(辉光放电发射光谱分析)，检测Cu含量。此时，从钢构件的表面起进行GDS，求出Fe含量成为90％的深度的位置。算出从Fe含量成为90％的位置起深度为0～30μm的范围的Cu含量的最大值除以从Fe含量成为90％的位置起的深度为200μm的位置处的Cu含量而得到的值，将该值设定为Cu的表面浓化度。

此外，GDS的测定在钢构件的距离宽度方向端部为板宽的1/4附近的位置处随机地在5个位置，测定从Fe含量成为90％的位置起深度为0～30μm的范围的Cu含量的最大值、从Fe含量成为90％的位置起的深度为200μm的位置处的Cu含量而算出Cu的表面浓化度。本发明中的Cu的表面浓化度设定为该5个位置处的Cu的表面浓化度的平均值。

本实施方式的被覆钢板在具有上述那样的Cu浓化的层的钢板的表面进一步具有Al系被覆。通过对这样的被覆钢板实施后述的热处理，能够获得具有耐蚀元素浓度为0.12％以上的Al-Fe系被覆的腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件。此外，所谓Al系被覆是以Al作为主体的被覆，优选包含60％以上的Al。Al系被覆的“被覆”也称为皮膜、镀层。一般大多包含10％左右的Si。另外，作为添加元素，可能有Mg、Ti、Zn、Sb、Sn、Cu、Co、In、Bi、Ca、Sr、混合稀土合金等，但只要被覆层以Al作为主体，则可以应用。Al系被覆的厚度优选为10～100μm。

作为被覆钢板中的Al系被覆的化学组成(其中，Al系被覆整体的平均的化学组成)的一个例子，除了在本实施方式之外还应用后述的方式Z的情况以外，可列举出下述例子。

Al系被覆的化学组成以质量％计，也可以设定为Cu：0％以上且低于1.0％、Mo：0％以上且低于1.0％、Ni：0％以上且低于1.0％、Mn：0％以上且低于1.0％、Cr：0％以上且低于1.0％、Si：0～20.0％、Al：5.0～90.0％、Fe：0～90％、剩余部分：杂质(其中，Cu+Mo+Ni+Mn+Cr：0％以上且低于1.0％、Al+Fe：79.0％以上)。这里，也可以将Al含量的下限设定为40％、50％或60％。

在含有Cu的层为钢板的表面的Cu浓化的层的情况下，进一步将钢板的金属组织的平均结晶粒径设定为30μm以下。

由于结晶晶界作为扩散路径发挥功能，因此结晶粒径的细粒化具有下述的效果：由于每单位体积的扩散路径增大，其结果是实质性的扩散速度变大，因此在后述的热处理中进一步促进Cu等耐蚀元素向Al系被覆的扩散。因此，需要结晶粒径的细粒化。若在含有Cu的层为钢板表面的Cu浓化的层的方式中钢板的平均结晶粒径超过30μm，则被覆钢构件的耐蚀元素的浓度变得低于0.12％，伴随腐蚀的氢脆风险提高。因此，钢板的平均结晶粒径设定为30μm以下。优选为25μm以下。没有必要规定其下限，但也可以设定为8μm或15μm。

被覆钢板的平均结晶粒径依据JIS G 0551：2013，如以下那样操作而求出。

按照与轧制方向平行并且与板厚方向平行的方式切取距钢板的宽度方向端部为板宽(1/4)部的截面。对该截面进行镜面加工后，利用硝酸乙醇腐蚀液使铁素体的结晶晶界显现出来。在使用光学显微镜放大的视场或拍摄的照片上，在纵向上等分地画3根试验线、在横向上等分地画3根试验线，求出每1晶粒的平均线段长度。此外，按照1根试验线所捕捉的晶粒至少到达10个以上的方式选定显微镜的放大倍数，从与钢板的表面相距板厚的1/4左右的位置，随机地进行5个视场观察。这里，依据JIS G 0551：2013的附录C.2.1，在试验线通过晶粒的情况下，对于该结晶，将捕捉晶粒数设定为1，在试验线在晶粒以内结束的情况、或试验线与结晶晶界相接的情况下，捕捉晶粒数设定为0.5。求出各视场中的平均线段长度，将3根试验线各自的5个视场的平均线段长度(合计15的平均线段长度)的平均设定为平均结晶粒径。

另外，本实施方式中存在的组织大多为铁素体、珠光体。在后述的制造方法的条件内，有时还含有贝氏体或马氏体、残余奥氏体。此外，在上述马氏体中，也包含回火、自回火马氏体。所谓自回火马氏体是在不进行用于回火的热处理的情况下在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，是通过伴随马氏体相变的发热，所产生的马氏体当场被回火而生成的。没有必要特别规定被覆钢板的板厚，但也可以设定为0.5～5.0mm。也可以将板厚的上限设定为4.0mm或3.2mm，也可以将其下限设定为0.8mm或1.0mm。

(B2Y)方式Y

本实施方式的被覆钢板在钢板的表面具有以质量％计含有合计30％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的中间层作为含有Cu的层，在中间层上进一步具有Al系被覆。通过对这样的被覆钢板实施后述的热处理，也存在钢板的主要成分即Fe向Al系被覆的扩散，形成耐蚀元素浓度为0.12％以上的Al-Fe系被覆，能够获得腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件。此外，作为本实施方式的钢板的原板(形成中间层之前的原板)，除了方式X的钢板以外，还可以使用方式X以外的钢板(所谓的通常的钢板)。

若是钢板与Al系被覆的界面中的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上合计为30％以上的中间层，则由于被覆钢构件的耐蚀元素浓度充分变高，伴随腐蚀的氢脆风险变低，因此优选。中间层的厚度优选为5～50μm。

被覆钢板中的中间层的化学组成(其中，中间层的平均)例如也可以以质量％计设定为Cu：15.0～20.0％、Mo：0～20.0％、Ni：0～20.0％、Mn：0～20.0％、Cr：0～20.0％、Si：0～20％、Al：0～60.0％、Fe：0～90.0％、剩余部分：杂质、其中Cu+Mo+Ni+Mn+Cr：30.0％以上。

Al系被覆的化学组成也可以以质量％计设定为Cu：0％以上且低于1.0％、Mo：0％以上且低于1.0％、Ni：0％以上且低于1.0％、Mn：0％以上且低于1.0％、Cr：0％以上且低于1.0％、Si：0～20.0％、Al：5.0～90.0％、Fe：0～90％、剩余部分：杂质(其中，Cu+Mo+Ni+Mn+Cr：0％以上且低于1.0％、Al+Fe：79.0％以上)。其中，也可以将Al含量的下限设定为40％、50％或60％。

(B2Z)方式Z

本实施方式的被覆钢板在钢板的表面具有以质量％计含有合计1.0％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的Al系被覆作为含有Cu的层。通过对这样的被覆钢板实施后述的热处理，还存在钢板的主要成分即Fe向Al系被覆的扩散，形成耐蚀元素浓度为0.12％以上的Al-Fe系被覆，能够获得腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件。若Al系被覆中的耐蚀元素合计为1.0％以上，则被覆钢构件的耐蚀元素浓度充分变高，伴随腐蚀的氢脆风险变低，因此优选。此外，作为本实施方式的钢板的原板，除了方式X及方式Y的钢板以外，还可以使用方式X或方式Y以外的钢板(所谓的通常的钢板)。

作为被覆钢板中的Al系被覆的化学组成(其中，Al系被覆整体的平均的化学组成)的一个例子，可列举出下述例子。

Al系被覆的化学组成也可以以质量％计设定为Cu：0.1～20.0％、Mo：0～10.0％、Ni：0～10.0％、Mn：0～10.0％、Cr：0～10.0％、Si：0～20.0％、Al：5.0～90.0％、Fe：0～90％、剩余部分：杂质(其中，Cu+Mo+Ni+Mn+Cr：1.0％以上、Al+Fe：70.0％以上)。其中，也可以将Al含量的下限设定为40％、50％或60％。

此外，在该方式Z的情况下，作为形成耐蚀元素为1.0％以上的Al系被覆之前的钢板，在使用上述的方式X或方式Y的钢板以外的钢板的情况下，在Al-Fe系被覆中，有时无法将Cu含量的厚度方向的最大值与最小值之比设定为1.4以上。

接着，对被覆钢板的制造方法进行说明。

(C)被覆钢板的制造方法

本实施方式的被覆钢板可以通过使用以下所示的制造方法来制造。

将具有上述的化学组成的钢用炉进行熔炼、铸造后，将所得到的板坯加热至1100～1350℃，实施热轧。在热轧工序中，进行粗轧后，根据需要进行去氧化皮，最后进行精轧。

在如上述的方式X那样在钢板的表面形成Cu浓化层的情况下，开始热轧之前的板坯加热温度设定为1100～1350℃。若该温度超过1350℃，则加热中的奥氏体粒径变大，有时在轧制后得到的钢板的平均结晶粒径超过30μm。另一方面，若该温度为1100℃以下，则合金元素未充分地均质化，有时后述的热处理后的韧性、耐氢脆性劣化。

另外，在钢板的表面形成Cu浓化层的情况下，将由从粗轧结束至开始精轧为止的时间t₁(hr)和该期间的粗型材的平均温度T₁(℃)构成的下述参数S₁设定为20000以上。这里，在粗轧后进行去氧化皮的情况下，所谓从粗轧结束至开始精轧为止的时间是指从去氧化皮结束至精轧开始为止的时间。

S₁＝(T₁+273)×(logt₁+20)

Cu由于为难氧化性元素，因此在热轧工序中Cu以外的元素优先被氧化，从而Cu在表面浓缩。特别是在从粗轧结束至精轧开始为止的期间，若将由从上述粗轧结束至精轧开始为止的时间t₁(hr)和该期间的粗型材的平均温度T₁(℃)构成的参数S₁设定为20000以上，则能够使Cu在钢板的表面浓化1.2倍以上。若上述参数S₁低于20000，则钢板的氧化不充分，有时Cu的表面浓化度变得低于1.2。上述参数S₁的上限没有特别规定，但若超过30000，则因氧化而产生的氧化皮的生成变得巨大，有时成品率降低。

在如上述的方式Y、方式Z那样在钢板的表面未形成Cu浓化层的情况下，没有必要将S₁限定为上述的范围，通过一般的方法实施热轧即可。

精轧结束温度：Ar₃点～1000℃

精轧的结束温度设定为Ar₃点～1000℃。若精轧结束温度超过1000℃，则由于在刚轧制后产生奥氏体的再结晶，铁素体的核生成位点的数目受到限制，因此有时在轧制后得到的钢板的平均结晶粒径超过30μm。另一方面，若精轧温度低于Ar₃点，则由于变得在铁素体相变后进行轧制，导致铁素体的异常晶粒生长，因此有时在轧制后得到的钢板的平均结晶粒径超过30μm。

从精轧结束至卷取为止的平均冷却速度：10℃/s以上

从精轧结束至卷取为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上。若该平均冷却速度低于10℃/s，则铁素体的晶粒生长进展，有时在轧制后钢板的平均结晶粒径超过30μm。该冷却速度的上限没有特别规定，但若超过150℃/s，则由于铁素体相变未结束而被卷取，在卷取后也进行相变，因此有时卷材通过该相变应变而发生变形。

卷取温度：700℃以下

卷取温度设定为700℃以下。若该温度超过700℃，则铁素体的晶粒生长进展，关于热轧后的卷取温度，有时在轧制后钢板的平均结晶粒径超过30μm。该温度的下限没有特别规定，但若低于500℃，则在卷取后产生马氏体、贝氏体相变，因此有时卷材通过该相变应变而发生变形。

进行热轧之后，根据需要进行去氧化皮，进行冷轧。此时，从确保良好的平坦性的观点出发，冷轧中的压下率优选设定为30％以上。另一方面，为了避免载荷变得过大，冷轧中的压下率优选设定为80％以下。

在如上述的方式X那样在钢板的表面形成Cu浓化层的情况下，对热轧钢板进行去氧化皮。去氧化皮设定为通过盐酸或硫酸酸洗仅除去铁氧化皮的与通常的钢板的酸洗相比轻度的酸洗。具体而言，优选的是使用盐酸或硫酸，将酸洗温度设定为80～90℃，在将酸浓度设为α(％)、将酸洗时间设为t(s)时，设定为6≤α<14、0<t≤420-30×α。

图1中示出了优选的酸洗条件(酸浓度与酸洗时间的关系)。例如通过利用浓度为12％的盐酸以浸渍时间30s进行去氧化皮而仅除去铁氧化皮，能够保留上述热轧工序中得到的钢板表面的Cu浓化层。

在制造本实施方式的Al系被覆钢板的情况下，对热轧钢板或冷轧钢板进行退火。在退火工序中，例如在550～950℃的温度区域中将热轧钢板或冷轧钢板进行退火。

关于Al系被覆的方法，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。也可以通过Al喷镀来形成Al喷镀层。在工业上最普及的是热浸镀法，通常作为镀浴，大多使用Al-10％Si，其中作为杂质混入有Fe。

在如上述的方式Z那样将含有Cu的层制成Al系被覆的情况下，利用除此以外，还以质量％计含有合计1.0％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的Al镀浴来进行Al系被覆。

作为除了上述的元素以外还可以进一步添加到镀浴中的元素，可能有Mg、Ti、Zn、Sb、Sn、Cu、Co、In、Bi、Ca、Sr、混合稀土合金等。这些元素也只要被覆层以Al作为主体，就可以应用。

对于Al系被覆的前处理、后处理没有特别限定，可以进行预涂布、溶剂涂布、合金化处理等。

在如上述的方式Y那样将含有Cu的层制成中间层的情况下，在镀覆之前，在钢板的表面预涂布以质量％计含有合计30％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的中间层。预涂布可以通过电镀、或喷镀等来进行。

通过对像这样操作而制造的被覆钢板实施后述的热处理，能够获得腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件，其特征在于，Al-Fe被覆中的耐蚀元素浓度为0.12％以上。

(D)被覆钢构件的制造方法

接着，对本实施方式的被覆钢构件的制造方法进行说明。

在本实施方式的被覆钢构件的制造方法中，通过对在具有上述的化学组成、并且具有距表面的深度在30μm以内的Cu的表面浓化度为1.2以上、平均结晶粒径为30μm以下的金属组织的钢板的表面具有Al系被膜的被覆钢板，或其特征在于在钢板的表面具有以质量％计含有合计30％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn、Cr之中的1种以上的中间层、在上述层之上具有Al系被覆的被覆钢板，或其特征在于在钢板的表面具有以质量％计含有合计1.0％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn、Cr之中的1种以上的Al系被覆的被覆钢板实施以下所示的热处理，能够获得其特征在于Al-Fe被覆中的耐蚀元素浓度为0.12％以上的腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件。

以下说明的平均升温速度设定为从加热开始时至加热结束时为止的被覆钢板的温度上升幅度除以从加热开始时至加热结束时为止的所需时间而得到的值。

另外，平均冷却速度设定为从冷却开始时至冷却结束时为止的被覆钢板的温度下降幅度除以从冷却开始时至冷却结束时为止的所需时间而得到的值。

将上述的钢板以5～1000℃/s的平均升温速度加热至Ac₃点～(Ac₃点+300)℃的温度区域的T₂(℃)，将平均冷却速度设定为上部临界冷却速度以上而冷却至Ms℃，之后以平均冷却速度5℃/s以上从Ms点冷却至100℃以下。在加热时，由加热到达温度T₂(℃)和到达比T₂低10℃的温度之后至结束加热为止的时间t₂(hr)构成的下述参数S₂设定为19000以上。对该热处理的特征进行以下说明。其中，所谓上部临界冷却速度是组织成为100％马氏体的最小的冷却速度。作为其测定方法，已知有各种方法，但对其一个例子在实施例的项中进行说明。另外，所谓至结束加热为止的时间是指直至即将冷却开始之前的时间。例如，在到达T₂(℃)后保持一定时间的情况下，也包含保持的时间。

S₂＝(T₂+273-10)×(logt₂+20)

从加热到达温度-10℃至加热结束为止的期间的S₂：19000以上

若由加热到达温度T₂(℃)和到达比T2低10℃的温度之后至结束加热为止的时间t₂(hr)构成的上述参数设定为19000以上，则Cu、和Mo、Ni、Mn及Cr在Al系被覆中充分地扩散，耐蚀性提高。若上述参数S₂低于19000，则有时耐蚀元素的扩散不充分，耐蚀性未充分提高。S₂的上限没有特别规定，但在超过30000的情况下，有时热处理中的生产率降低。

此外，若升温速度低于5℃/s，则由于组织粗粒化而耐氢脆性降低，因此不优选。另一方面，若升温速度超过1000℃/s，则由于成为混粒组织而耐氢脆性降低，因此不优选。

另外，若加热温度低于Ac₃点，则由于在冷却后混合存在少量的铁素体，耐氢脆性或强度降低，因此不优选。另一方面，若加热到达温度超过(Ac₃点+300)，则由于组织粗粒化而韧性降低，因此不优选。

另外，若从Ms点至100℃以下为止平均冷却速度低于5℃/s，则马氏体的当场回火(自回火)过度进行，强度不足，因此不优选。

这里，在上述一连串的热处理时，也可以在加热至Ac3点～(Ac3点+300)℃的温度区域之后冷却至Ms点的期间，即在实施将平均冷却速度设定为上部临界冷却速度以上而进行冷却的工序的同时，实施热冲压那样的热成形。作为热成形，可列举出弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形及凸缘成形等。另外，只要具备与成形同时或之后立即将钢板冷却的手段，则也可以将本发明应用于压力成形以外的成形法、例如辊成形。此外，如果按照上述的热历程，则也可以实施反复热成形。

此外，如上所述，本发明中，将经热成形而成为成形体的构件、仅实施热处理而为平板的构件都包括在内称为“被覆钢构件”。

另外，也可以对钢材的一部分进行热成形或热处理，获得具有强度不同的区域的被覆钢构件。

上述的一连串的热处理可以通过任意的方法来实施，例如也可以通过高频加热淬火或通电加热、红外线加热、炉加热来实施。

实施例

以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。

首先，在制造被覆钢板及被覆钢构件时，将具有表1、表2中所示的化学成分的钢进行熔炼，得到热轧用的板坯。

<Ar₃、Ac₃点、Ms点及上部临界冷却速度>

对于所得到的板坯，通过下述的方法求出Ar₃点、Ac₃点、Ms点及上部临界冷却速度。将结果示于表1、表2中。

从板坯切取直径为3mm、长度为10mm的圆柱试验片，将该试验片在大气气氛中以10℃/秒的平均升温速度加热至1000℃，在该温度下保持5分钟后，以各种冷却速度冷却至室温。冷却速度的设定从1℃/秒至100℃/秒为止以10℃/秒的间隔设定。通过进行此时的加热、冷却中的试验片的热膨胀变化的测定及冷却后的试验片的组织观察，测定Ar₃点、Ac₃点、Ms点及上部临界冷却速度。

关于上部临界冷却速度，将以上述的冷却速度冷却后的各个试验片中的未引起铁素体相的析出的最小的冷却速度设定为上部临界冷却速度。

接着，使用所得到的板坯，制作以下的实施例1～5中所示的被覆钢板及被覆钢构件。

<实施例1>

对表1、表2中所示的板坯实施热轧，制成厚度为3.0mm的热轧钢板。在热轧工序中，将板坯加热温度设定为1250℃，实施了热轧、酸洗。接着，实施冷轧而制成厚度为1.4mm的冷轧钢板后，实施镀覆，制造了Al系被覆钢板。将热轧、酸洗、镀覆条件示于表3、4中。此外，表3、表4的t1(s)是从粗轧结束至精轧开始为止的时间，T1(℃)是从粗轧结束至精轧开始为止的粗型材的平均温度，S1是由(T1+273)×(logt1+20)求出的值。其中，S1的式中的t1的单位为(hr)。另外，“热浸镀Al”栏中的A、B、C分别是指以下的镀覆。

A：利用通常的镀浴(不含有耐蚀元素)的热浸镀Al

B：利用耐蚀元素的合计含量超过0％且低于1.0％的镀浴的热浸镀Al

C：利用耐蚀元素的合计含量为1.0％以上的镀浴的热浸镀Al

将上述的被覆钢板以平均升温速度10℃/s加热至表3、4的T2(℃)，保持t2(s)钟。表3、4的S2是由(T2+273-10)×(logt2+20)求出的值。其中，S2的式中的t2的单位为(hr)。接着，实施以平均冷却速度50℃/s冷却至Ms点、之后以平均冷却速度30℃/s冷却至100℃的热处理，得到被覆钢构件。

之后，切取所得到的被覆钢构件，通过以下的方法进行GDS(辉光放电发射光谱分析)、拉伸试验、CCT(盐雾复合循环试验)，评价Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度、Al-Fe系被覆中的Si浓度(Si含量)、抗拉强度、CCT极限循环数(腐蚀环境中的耐氢脆性)。将被覆钢构件的评价结果示于表5-1～6-2中。

<Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度、Si浓度>

Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度、Si浓度的测定通过以下的步骤来进行。

从被覆钢构件的表面起沿板厚方向进行GDS(辉光放电发射光谱分析)，求出Al-Fe系被覆中的最大的Cu、Mo、Ni、Mn、Cr、Si含量。关于GDS的测定，在被覆钢构件的距离宽度方向端部为板宽(短边)的1/4的位置处随机地进行5点，在各点处求出Al-Fe系被覆中的最大的Cu、Mo、Ni、Mn、Cr含量，使用各元素的5点的平均值，由式(1)求出Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度。此外，所谓Al-Fe系被覆是指从被覆钢构件的表面起进行GDS，Fe含量低于90％的区域。此外，由于在最表层中有时存在氧化皮、杂质，因此也测定O含量，O含量为1.0％以上的板厚范围内的上述耐蚀元素浓度的测定值设定为排除在外。

Cu+0.01×63.5(Mo/95.9+Ni/58.7+Mn/54.9+Cr/52.0)≥0.12％式(1)

<抗拉强度>

拉伸试验依据ASTM标准E8的规定而实施。从上述被覆钢构件的均热部位按照试验方向与轧制方向变得平行的方式采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片(平行部长度：32mm、平行部板宽：6.25mm)。

然后，在各试验片上贴附应变仪(标距长度(gauge length)：5mm)，以3mm/min的应变速度进行室温拉伸试验，测定抗拉强度(最大强度)。此外，在本实施例中，将具有超过1500MPa的抗拉强度的情况评价为强度优异。

<CCT极限循环数>

CCT依据JIS H 8502：1999中记载的中性盐雾循环试验方法的规定来实施CCT。由上述被覆钢构件的均热部位制作宽度为8mm、长度为68mm的长条状试验片。然后，在试验片表面的宽度及长度方向中心贴附与拉伸试验同样的应变仪(标距长度：5mm)，以4点的夹具弯曲至相当于抗拉强度的1/2的应变。将4点弯曲后的试验片与夹具一起放入CCT装置中，在将盐雾2h、干燥4h、湿润2h作为1个循环而构成的上述JIS H 8502：1999中记载的CCT中，每3个循环24h进行观察，观察开裂的有无直至360个循环，求出不产生开裂的极限的循环数。此外，在本实施例中，进行5次试验，将直至平均150个循环为止不产生氢脆开裂的情况设定为腐蚀环境中的耐氢脆性优异。

如表3～6-2中所示的那样，满足本发明范围的发明例B1～B45为Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度、特性均良好的结果，而不满足本发明范围的比较例b1～b23成为不满足Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度的结果。

表3

表4

表5-1

表5-2

表6-1

表6-2

<实施例2>

对上述表1、表2的板坯实施热轧，制成厚度为3.0mm的热轧钢板。在热轧工序中，将板坯加热温度设定为1250℃，实施热轧、酸洗，得到热轧钢板。表7中示出了热轧、酸洗条件。此外，表7的t1(s)为从粗轧结束至精轧开始为止的时间，T1(℃)为从粗轧结束至精轧开始为止的粗型材的平均温度，S1为由(T1+273)×(logt1+20)求出的值。其中，S1的式中的t1的单位为(hr)。将精轧结束温度设定为930℃，以20℃/s冷却至卷取，在550℃下卷取。之后，利用冷轧机实施冷轧，得到厚度为1.4mm的冷轧钢板。对冷轧钢板实施热浸镀Al，得到Al系被覆钢板。

对于所得到的钢板，通过以下的方法进行GDS(辉光放电发射光谱分析)，评价Cu的表面浓化度。将评价结果示于表7中。

<Cu的表面浓化度>

Cu的表面浓化度的测定通过以下的步骤来进行。从Al系被覆钢板的表面起沿板厚方向进行GDS(辉光放电发射光谱分析)，检测Cu含量。此时，算出距钢板的表面的深度在30μm以内的Cu含量的最大值除以距钢板的表面的深度在200μm处的Cu含量而得到的值，求出Cu的表面浓化度。此外，关于GDS的测定，在Al系被覆钢板的距离宽度方向端部为板宽(短边)的1/4的位置处随机地进行5点，将其平均设定为上述Cu的表面浓化度。此外，这里所谓的钢板的表面，从Al系被覆钢板的表面起进行GDS，将Fe成为90％的深度设定为钢板的表面。

满足本发明范围的发明例C1～C29为显示出良好的Cu表面浓化度、平均结晶粒径的结果，而不满足本发明范围的比较例c1～c20成为不满足Cu表面浓化度、平均结晶粒径中的至少1者的结果。

表7

<实施例3>

对上述表1、表2的板坯实施热轧，制成厚度为3.0mm的热轧钢板。在热轧工序中，将板坯加热温度设定为1250℃，实施热轧、酸洗，得到热轧钢板。表7中示出了热轧、酸洗条件。此外，表7的t1(s)为从粗轧结束至轧制开始为止的时间，T1(℃)为从粗轧结束至精轧开始为止的粗型材的平均温度，S1为由(T1+273)×(logt1+20)求出的值。其中，S1的式中的t1的单位为(hr)。将精轧结束温度设定为930℃，以20℃/s冷却至卷取，在550℃下卷取。

之后，利用冷轧机实施冷轧，得到厚度为1.4mm的冷轧钢板。对冷轧钢板实施热浸镀Al，得到Al系被覆钢板。另外，在表1、表2中所示的钢种内，将一部分通过上述的工序制成冷轧钢板，对冷轧钢板实施包含耐蚀元素的电镀后，实施热浸镀Al，得到在冷轧钢板的表面具有含有合计30％以上的耐蚀元素的中间层的Al系被覆钢板。将热轧、酸洗、镀覆条件示于表8、表9中，将中间层的元素浓度示于表10-1～11-2中。此外，表8、表9的“热浸镀Al”栏中的A、B、C分别是指以下的镀覆。

A：利用通常的镀浴(不含有耐蚀元素)的热浸镀Al

C：利用耐蚀元素的合计含量为1.0％以上的镀浴的热浸镀Al

满足本发明范围的发明例D1～D45为显示出良好的中间层中的耐蚀元素的合计含量、或良好的Al系被覆中的耐蚀元素的合计含量的结果，而不满足本发明范围的比较例d1～d20成为不满足中间层中的耐蚀元素的合计含量、Al系被覆中的耐蚀元素的合计含量中的至少1者的结果。

表8

表9

表10-1

表10-2

表11-1

表11-2

<实施例4>

对表1、表2中所示的钢种中具有钢No.A28及A29的钢成分的板坯实施表8中所示的热轧(一部分使用棒加热器而加热)、酸洗(盐酸或硫酸)、热浸镀Al，制造了Al系被覆钢板(板厚为2.8mm)。

将所得到的钢板的组织的评价结果示于表12中。

满足本发明范围的发明例E1～E22为显示出良好的Cu表面浓化度、平均结晶粒径的结果，而不满足本发明范围的比较例e1～e18成为不满足Cu表面浓化度、平均结晶粒径中的至少1者的结果。

<实施例5>

使用表1、表2中所示的钢种，以表13、表14中所示的热轧、酸洗、镀覆条件制造了被覆钢板(板厚为1.8mm)。将被覆钢板的中间层、Al系被覆的耐蚀元素的含量示于表15-1～16-2中。此外，表13、表14的“热浸镀Al”栏中的A、B、C分别是指以下的镀覆。

A：利用通常的镀浴(不含有耐蚀元素)的热浸镀Al

C：利用耐蚀元素的合计含量为1.0％以上的镀浴的热浸镀Al

接着，对这些被覆钢板以表17、表18中所示的条件实施热处理，制造了被覆钢构件。将所得到的被覆钢构件的组织、特性的评价结果示于表19-1～20-2中。

满足本发明范围的发明例F1～F38为Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度、特性均良好的结果，而不满足本发明范围的比较例f1～f24成为不满足Al-Fe系被覆中的耐蚀元素浓度的结果。

表13

表14

表15-1

表15-2

表16-1

表16-2

表17

表18

表19-1

表19-2

表20-1

表20-2

产业上的可利用性

根据本发明，能够获得腐蚀环境中的耐氢脆性优异的被覆钢构件及钢板。本发明的被覆钢构件特别适宜作为汽车的骨架部件来使用。

Claims

1.一种热冲压构件，其特征在于，抗拉强度超过1500MPa，

在表面具备Al-Fe系被覆，

所述Al-Fe系被覆以质量％计含有合计0.12％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上，

Cu、Mo、Ni、Mn及Cr的含量以质量％计满足：

Cu+0.01×63.5(Mo/95.9+Ni/58.7+Mn/54.9+Cr/52.0)≥0.12％。

2.根据权利要求1所述的热冲压构件，其特征在于，所述热冲压构件的除所述Al-Fe系被覆以外的部分含有0.25质量％以上的C。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压构件，其特征在于，所述热冲压构件的组织以面积率计，70％以上为马氏体，作为剩余部分，含有残余奥氏体、贝氏体、铁素体或珠光体。

4.根据权利要求1或2所述的热冲压构件，其中，所述Al-Fe系被覆的厚度为10～100μm，

所述Al-Fe系被覆的化学组成以质量％计满足：

Al含量的厚度方向的平均值：20.0％以上、

Fe含量的厚度方向的平均值：50.0％以上、

Cu含量的厚度方向的最小值：0.06％以上、

Cu含量的厚度方向的最大值与最小值之比：1.4以上。

5.根据权利要求1或2所述的热冲压构件，其特征在于，所述热冲压构件的除所述Al-Fe系被覆以外的部分的化学组成以质量％计为

C：0.25～0.60％、

Si：0.25～2.00％、

Mn：0.30～3.00％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.010％以下、

Ti：0.010～0.100％、

B：0.0005～0.0100％、

Mo：0.10～1.00％、

Cu：0.01～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

V：0～1.00％、

Ca：0～0.010％、

Al：0～1.00％、

Nb：0～0.10％、

Sn：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Sb：0～1.00％、

REM：0～0.30％、

剩余部分：Fe及杂质。

6.根据权利要求1或2所述的热冲压构件，其特征在于，所述Al-Fe系被覆以质量％计含有1～20％的Si。

7.一种热冲压用被覆钢板，其特征在于，在钢板的表面具有Cu浓化的层，所述Cu浓化的层中的Cu表面浓化度为1.2以上，

在所述Cu浓化的层上进一步具有Al系被覆，

钢板的平均结晶粒径为30μm以下，

其中，Cu表面浓化度表示(距钢板的表面的深度在0～30μm的范围的Cu的最大含量)/(距钢板的表面的深度在200μm处的Cu的平均含量)，所谓钢板的表面是指从被覆钢板的表面起沿板厚方向进行GDS，Fe含量成为90％的深度的位置。

8.一种热冲压用被覆钢板，其特征在于，其包含：

钢板、

位于所述钢板的表面上的中间层、和

位于所述中间层的表面上的Al系被覆，

在所述中间层中含有Cu，

所述中间层以质量％计含有合计30％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上。

9.根据权利要求7或8所述的热冲压用被覆钢板，其特征在于，所述钢板的化学组成以质量％计为

C：0.25～0.60％、

Si：0.25～2.00％、

Mn：0.30～3.00％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.010％以下、

Ti：0.010～0.100％、

B：0.0005～0.0100％、

Mo：0.10～1.00％、

Cu：0.01～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

V：0～1.00％、

Ca：0～0.010％、

Al：0～1.00％、

Nb：0～0.10％、

Sn：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Sb：0～1.00％、

REM：0～0.30％、

剩余部分：Fe及杂质。

10.一种热冲压用被覆钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求7所述的热冲压用被覆钢板的方法，所述制造方法具备以下工序：

在1100～1350℃下对板坯进行加热的工序；

在将从粗轧结束至精轧开始为止的时间设为t₁(hr)、将从粗轧结束至精轧开始为止的粗型材的平均温度设为T₁(℃)时，以(T₁+273)×(logt₁+20)≥20000、精轧结束温度成为Ar₃点～1000℃的条件将加热后的所述板坯进行热轧而制成热轧钢板的工序；

将所述热轧钢板以平均冷却速度10℃/s进行冷却的工序；以及

将冷却后的钢板在700℃以下卷取的工序；

对卷取后的钢板实施酸洗的工序；

所述酸洗使用盐酸或硫酸，酸洗温度为80～90℃，酸浓度α(％)、酸洗时间t(s)满足：

6≤α<14、

0<t≤420-30×α。

11.一种热冲压构件的制造方法，其特征在于，其是权利要求1～6中任一项所述的热冲压构件的制造方法，所述制造方法具备以下工序：

将选自(A)、(B)以及(C)中任一项的热冲压用被覆钢板以

在将到达温度设为T₂(℃)、将热冲压用被覆钢板的温度到达比T₂(℃)低10℃的温度之后至冷却开始为止的时间设为t₂(hr)时，成为(T₂+273-10)×(logt₂+20)≥19000、Ac₃点≤T₂≤(Ac₃点+300)℃、平均升温速度5～1000℃/s的条件进行加热的工序；以及

将平均冷却速度设定为上部临界冷却速度以上而将加热后的热冲压用被覆钢板冷却至Ms点，接着以平均冷却速度5℃/s以上从Ms点冷却至100℃以下的工序；

(A)在钢板的表面具有Cu浓化的层，所述Cu浓化的层中的Cu表面浓化度为1.2以上，在所述Cu浓化的层上进一步具有Al系被覆，钢板的平均结晶粒径为30μm以下的热冲压用被覆钢板；

(B)包含钢板、位于所述钢板的表面上的中间层、和位于所述中间层的表面上的Al系被覆，在所述中间层中含有Cu，所述中间层以质量％计含有合计30％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的热冲压用被覆钢板；

(C)包含钢板、和位于所述钢板的表面上的Al系被覆，在所述Al系被覆中含有Cu，所述Al系被覆以质量％计含有合计1.0％以上的Cu、和选自Mo、Ni、Mn及Cr之中的1种以上的热冲压用被覆钢板；

12.根据权利要求11所述的热冲压构件的制造方法，其特征在于，所述钢板的化学组成以质量％计为C：0.25～0.60％、Si：0.25～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Mo：0.10～1.00％、Cu：0.01～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Al：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、REM：0～0.30％、剩余部分：Fe及杂质。

13.根据权利要求11或12所述的热冲压构件的制造方法，其特征在于，在进行冷却至所述Ms点的冷却的同时，对所述热冲压用被覆钢板实施热成形。