CN113166914A - 耐蚀性和焊接性优异的用于热压的铝-铁系镀覆钢板及其制造方法 - Google Patents
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- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
- C23C28/027—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal matrix material comprising a mixture of at least two metals or metal phases or metal matrix composites, e.g. metal matrix with embedded inorganic hard particles, CERMET, MMC.
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/40—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
Abstract
本发明提供一种铝‑铁系镀覆钢板及其制造方法，所述铝‑铁系镀覆钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的镀层，所述镀层包括：合金化层，其形成在所述基础钢板的表面，并且包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上；和铝层，其形成在所述合金化层上，并且厚度小于所述镀层的厚度的10％，所述镀层的厚度为20‑35μm，通过GDS在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的Mg为1‑20重量％，通过GDS在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧为10重量％以下。
Description
技术领域
本发明涉及一种耐蚀性和焊接性优异的用于热压的铝-铁系镀覆钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于石油能源的枯竭和对环境的高度关注，对提升汽车的燃油效率的管制日渐严格。在材料方面，作为用于提升汽车的燃油效率的一种方法，可以列举减少所使用的钢板的厚度，但是减少厚度时在汽车的安全性方面可能会发生问题，因此必须伴随着钢板强度的提高。
由于如上所述的理由，对高强度钢板具有持续性的需求，并且已经开发了各种种类的钢板。但是，这些钢板自身具有高强度，因此存在加工性不良的问题。即，各个等级的钢板具有强度与伸长率的乘积总是为恒定值的倾向，因此钢板的强度变高时存在作为加工性的指标的伸长率减小的问题。
为了解决这种问题，提出了热压成型法。热压成型法是如下的方法：将钢板加工成适于加工的高温后快速冷却至低温，以在钢板内形成马氏体等低温组织，从而提高最终产品的强度。在如上所述的情况下，当制造具有高强度的部件时，具有可以最小化加工性问题的优点。
但是，利用所述热压成型法时，由于需要将钢板加热至高温，钢板表面被氧化，因此存在冲压成型后需要附加去除钢板表面的氧化物的过程的问题。作为用于解决这种问题的方法，提出了专利文献1。在所述发明中，将进行镀铝的钢板用于热压成型或常温成型后进行加热并快速冷却的过程(简称为“后热处理”)。铝镀层存在于钢板表面，因此加热时钢板不会被氧化。
为了对上述镀铝钢板进行热压成型，进行加热钢板的步骤。在该步骤中钢板的温度上升，其结果Fe从钢板的基材铁扩散到表面的镀层中，从而在镀层发生合金化。
对这种镀铝钢板进行热压成型时，发生冲压时紧贴模具的部位的镀层产生裂纹的问题。不仅如此，在由于冲压而发生弯曲的部分，强的拉伸应力施加在镀层的最外表面，由于合金层的脆弱的特性，施加拉伸应力时，从表面产生裂纹。然而，由于铝镀层的厚度薄，当裂纹贯穿镀层并暴露在基础钢板的表面时，可能会降低最终获得的热压成型部件的耐蚀性。
(专利文献1)美国专利公报第6,296,805号
发明内容
要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，可以提供一种耐蚀性和焊接性优异的用于热压成型的铝-铁系镀覆钢板及其制造方法。
本发明的技术问题并不限于上述内容。本发明所属技术领域的技术人员基于本发明的说明书全文可以容易地理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面的铝-铁系镀覆钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的镀层，所述镀层包括：合金化层，其形成在所述基础钢板的表面，并且包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上；和铝层，其形成在所述合金化层上，并且厚度小于所述镀层的厚度的10％，所述镀层的厚度为20-35μm，通过GDS在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的Mg为1-20重量％，通过GDS在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧为10重量％以下。
根据本发明的一个方面，以重量％计，将除从基础钢板扩散的Fe含量以外的合金组成设为100％时，所述镀层可以包含：Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质。
根据本发明的一个方面，以重量％计，所述基础钢板可以包含：C：0.04-0.5％、Si：0.01-2％、Mn：0.01-10％、Al：0.001-1.0％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、N：0.02％以下、余量的Fe和其它不可避免的杂质。
根据本发明的一个方面，以重量％计，所述基础钢板可以进一步包含以下中的一种以上：选自Cr、Mo和W中的一种以上之和：0.01-4.0％，选自Ti、Nb、Zr和V中的一种以上之和：0.001-0.4％，Cu+Ni：0.005-2.0％，Sb+Sn：0.001-1.0％和B：0.0001-0.01％。
根据本发明的另一个方面，本发明提供一种热压成型部件，所述热压成型部件通过对上述铝-铁系镀覆钢板进行热压成型而获得。
本发明的另一个方面的制造用于热压成型的铝-铁系镀覆钢板的方法包括以下步骤：准备基础钢板；将所述基础钢板浸入铝镀浴中，以单面为基准，以40-100g/m2的镀覆量进行镀覆以获得镀铝钢板，以重量％计，所述铝镀浴包含Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质；镀铝后立即以0.1-5℃/秒的冷却速度进行初始冷却，冷却至640℃以上的温度；以及所述初始冷却后连续地进行在线(on-line)合金化以获得铝-铁系镀覆钢板，所述在线合金化是在670-900℃的加热温度范围保持1-20秒以进行热处理。
根据本发明的一个方面，在所述初始冷却后，还可以包括在所述镀铝钢板的表面喷射铝粉的步骤。
根据本发明的一个方面，所述铝粉的平均粒径可以为5-40μm。
有益效果
如上所述，本发明中在热压成型前的铝-铁系镀覆钢板中，通过在用于热压成型的加热前预先在基础钢板上形成镀层并适当地控制所述镀层的厚度和层结构，因此具有可以提高热压成型部件的耐蚀性和焊接性的效果。
此外，通过适当地调节镀浴组成中的Si和Mg的含量，在形成镀层后可以立即进行连续地进行热处理的在线合金化热处理，因此具有可以提供一种降低制造成本且提高生产性的制造铝-铁系镀覆钢板的方法的效果。
附图说明
图1是示出实现本发明的一个方面的制造方法的制造设备的示意图。
图2是示出用扫描电子显微镜(SEM)观察通过发明例1制造的铝-铁系镀覆钢板的截面的照片。
图3是示出用扫描电子显微镜(SEM)观察通过比较例1制造的铝-铁系镀覆钢板的截面的照片。
图4是示出用扫描电子显微镜(SEM)观察对通过发明例1制造的铝-铁系镀覆钢板进行热压成型后的镀覆截面的照片。
图5是示出用扫描电子显微镜(SEM)观察对通过比较例1制造的铝-铁系镀覆钢板进行热压成型后的镀覆截面的照片。
最佳实施方式
以下，对本发明的一个方面的铝-铁系镀覆钢板进行详细说明。
需要注意的是，除非另有特别定义，否则本发明中各元素的含量表示重量％。此外，除非另有特别说明，否则晶体或组织的比例以面积为基准。
[铝-铁系镀覆钢板]
本发明的一个具体实施方案的铝-铁系镀覆钢板的特征在于，所述铝-铁系镀覆钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的镀层，所述镀层包括：合金化层，其形成在所述基础钢板上，并且包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上；和铝层，其形成在所述合金化层上，并且厚度小于所述镀层的厚度的10％，所述镀层的厚度为20-35μm，通过GDS在厚度方向上在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的Mg为1-20重量％，通过GDS在厚度方向上在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧为10重量％以下。
首先，本发明的一个具体实施方案的铝-铁系镀覆钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的镀层。此外，所述镀层包括：合金化层，其形成在所述基础钢板的表面，并且包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上；和铝层，其形成在所述合金化层上。
对基础钢板进行镀铝后进行合金化热处理时，基础钢板的Fe扩散至Al含量高的铝镀层。其结果，在基础钢板上可以形成由通过扩散形成的Al和Fe的金属间化合物形成的合金化层。形成所述合金化层的Al-Fe系金属间化合物的合金相可以列举Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5、FeAl3等，但并不限于此。
即，所述合金化层可以包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上。此外，根据本发明的一个方面，优选地，所述合金化层主要可以包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上。
具体地，所述合金化层可以包含50％以上的Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上，优选可以包含80％以上的Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上，更优选可以包含90％以上的Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上，最优选可以包含95％以上的Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上。
即，根据本发明的一个方面，所述合金化层主要包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上的合金相，但还可以包含少量的不可避免的杂质和可能会包含在镀浴中的其它元素。
例如，在本发明中，添加Mg时，合金化层中的Al-Fe系合金相中可以包含一部分Mg，并且合金化层还可以包含包含Al-Fe-Mg系合金相的其它合金相。
在上述合金化层上还可以存在与原始镀层成分相同或者包含从基础钢板少量扩散的Fe的铝层，根据情况，由于完全合金化，还可能不存在所述铝层。
所述镀层的厚度可以为20-35μm。当所述镀层的厚度小于20μm时，耐蚀性变得非常差，另一方面，当所述镀层的厚度超过35μm时，发生焊接性降低的问题。因此，本发明中所述镀层的厚度优选限制为20-35μm，更优选可以为20-30μm。
另外，通过辉光放电光谱仪(Glow Discharge Spectrometer，GDS)在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的Mg可以为1-20重量％。为了提高耐蚀性和合金化速度，根据本发明的制造方法的铝镀浴中添加1.1-15重量％的Mg，但镀层中的Mg具有扩散并富集在表面的倾向，因此通过GDS在厚度方向上在距所述镀层的表面0.1μm处测量的Mg含量可以为1-20重量％。通过GDS在厚度方向上在距所述镀层的表面0.1μm处测量的Mg含量优选可以为2-15％，更优选可以为3-10％。
此外，通过辉光放电光谱仪(Glow Discharge Spectrometer，GDS)在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧可以为10重量％以下。在本发明中，在铝镀层的合金化时，在热浸镀铝后进行升温而不进行冷却，从而在短时间内进行合金化热处理，因此可以有效地抑制镀层表面的氧含量增加。当镀层表面的氧含量超过10重量％时，镀覆钢板的表面质量可能会变差。另一方面，镀层表面的氧含量越少越有利，因此可以不单独限制氧含量的下限。
在所述镀层的内表面侧和合金化层上可以形成主要由铝形成的铝层。在本发明中，所述铝层的厚度可以控制在小于所述镀层的厚度的10％，根据情况，由于实现充分的合金化，还可能不存在铝层(即，还包括镀层的厚度的0％)。镀覆钢板中铝层与合金化层之间的界面不稳定，因此铝层的厚度厚至镀层的厚度的10％以上时，合金化热处理后进行收卷时可能会发生铝层的剥离。
所述铝层的厚度越小越优选，因此可以不单独限制所述铝层的厚度的下限。另外，所述铝层的厚度优选可以小于5％，更优选可以小于1％，最优选可以为0％。
根据本发明的一个具体实施方案，以重量％计，将除从基础钢板扩散的Fe含量以外的其余合金组成设为100％时，所述镀层可以包含：Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质。
所述Si起到在镀层内与Fe均匀地进行合金化的作用，为了获得如上所述的效果，需要包含至少7％以上的Si。另一方面，Si还起到抑制Fe的扩散的作用，因此，当含有超过15％的Si时，过度抑制Fe的扩散，从而可能无法获得本发明中期望的镀覆结构。所述Si含量优选可以为7-14％，更优选可以为7.5-13.1％。
所述Mg起到提高镀覆钢板的耐蚀性的作用，并且还具有提高合金化速度的效果。为了获得上述效果，应包含至少1.1％以上的Mg，另一方面，当包含超过15％的Mg时，可能会发生焊接性和涂装性变差的问题。所述Mg的含量优选可以为1.1-11％，更优选可以为1.5-10.5％。
根据本发明的一个具体实施方案，基础钢板是用于热压成型的钢板，只要用于热压成型，则可以不作特别限制。但是，列举一个非限制性的实例，以重量％计，基础钢板可以具有包含C：0.04-0.5％、Si：0.01-2％、Mn：0.01-10％、Al：0.001-1.0％、P：0.05％以下、S：0.02％以下和N：0.02％以下的组成。
C：0.04-0.5％
所述C是用于提高热处理部件的强度所必需的元素，可以以适当的量添加所述C。即，为了充分确保热处理部件的强度，可以添加0.04％以上的所述C。优选地，所述C含量的下限可以为0.1％以上。但是，当C含量过高时，在生产冷轧材料的情况下，对热轧材料进行冷轧时，热轧材料的强度过高，使得冷轧性大幅变差，而且使点焊性大幅降低，因此，为了确保充分的冷轧性和点焊性，可以添加0.5％以下的所述C。此外，所述C含量可以为0.45％以下，更优选地，还可以将C含量限制为0.4％以下。
Si：0.01-2％
所述Si在炼钢中应作为脱氧剂添加，而且起到抑制对热压成型部件的强度影响最大的碳化物的生成的作用。在本发明中，为了在热压成型中生成马氏体后使碳富集在马氏体板条(lath)晶界上来确保残余奥氏体，可以以0.01％以上的含量添加所述Si。此外，对轧制后的钢板进行镀铝时，为了确保充分的镀覆性，可以将所述Si含量的上限设为2％。优选地，还可以将所述Si含量限制为1.5％以下。
Mn：0.01-10％
所述Mn不仅可以确保固溶强化效果，而且在热压成型部件中，为了降低用于确保马氏体的临界冷却速度，可以以0.01％以上的含量添加所述Mn。此外，在通过适当地保持钢板的强度来确保热压成型工艺的操作性、降低制造成本并提高点焊性的方面，所述Mn含量可以限制为10％以下。所述Mn含量优选可以为9％以下，根据情况，可以为8％以下。
Al：0.001-1.0％
所述Al与Si一起在炼钢中起到脱氧的作用，从而可以提高钢的洁净度，并且为了获得上述效果，可以以0.001％以上的含量添加所述Al。此外，为了使Ac3温度不会变得过高，从而可以在适当的温度范围进行热压成型时所需的加热，所述Al的含量可以限制为1.0％以下。
P：0.05％以下
所述P在钢中以杂质存在，P的含量尽可能越少越有利。因此，本发明中可以将P的含量限制为0.05％以下，优选地，还可以限制为0.03％以下。P是越少越有利的杂质元素，因此无需特别设定P含量的上限。但是，为了过度降低P含量，制造成本可能会上升，因此考虑到这种情况时，P含量的下限可以设为0.001％。
S：0.02％以下
所述S是钢中的杂质，并且所述S是损害部件的延展性、冲击特性和焊接性的元素，因此将S的最大含量限制为0.02％，优选可以限制为0.01％以下。此外，当S的最小含量小于0.0001％时，制造成本可能会上升，因此S含量的下限可以设为0.0001％。
N：0.02％以下
所述N是在钢中以杂质包含的元素，为了减少板坯的连续铸造时产生裂纹的敏感度并确保冲击特性，N含量越低越有利，因此可以包含0.02％以下的N。虽然无需特别设定N含量的下限，但是考虑到制造成本的上升等，还可以将N含量设为0.001％以上。
在本发明中，除了上述钢组成之外，根据需要可以选择性地进一步添加以下中的一种以上：选自Cr、Mo和W中的一种以上之和：0.01-4.0％，选自Ti、Nb、Zr和V中的一种以上之和：0.001-0.4％，Cu+Ni：0.005-2.0％，Sb+Sn：0.001-1.0％和B：0.0001-0.01％。
选自Cr、Mo和W中的一种以上之和：0.01-4.0％
所述Cr、Mo和W可以提高淬透性，并可以通过析出强化效果来确保强度和晶粒微细化，因此以Cr、Mo和W中的一种以上的含量之和计，可以添加0.01％以上。此外，为了确保部件的焊接性，也可以将Cr、Mo及W中的一种以上的含量之和限制为4.0％以下。此外，当这些元素的含量超过4.0％时，效果饱和，因此可以将这些元素的含量限制为4.0％以下。
选自Ti、Nb、Zr和V中的一种以上之和：0.001-0.4％
所述Ti、Nb和V通过形成微细析出物来提高热处理部件的强度，并通过晶粒微细化对残余奥氏体的稳定化和提高冲击韧性具有效果，因此以Ti、Nb、Zr和V中的一种以上的含量之和计，可以添加0.001％以上。但是，当上述添加量超过0.4％时，不仅其效果饱和，而且由于添加过多的合金铁而可能会导致成本增加。
Cu+Ni：0.005-2.0％
所述Cu和Ni是通过形成微细析出物来提高强度的元素。为了获得上述效果，可以将Cu和Ni中的一种以上的成分之和设为0.005％以上。但是，当Cu+Ni的值超过2.0％时，增加过多的成本，因此可以将Cu+Ni的上限设为2.0％。
Sb+Sn：0.001-1.0％
所述Sb和Sn在用于Al-Si镀覆的退火热处理时富集在表面而抑制表面上形成Si或Mn氧化物，从而可以提高镀覆性。为了获得如上所述的效果，可以添加0.001％以上的Sb+Sn。但是，当Sb+Sn的添加量超过1.0％时，不仅需要过多的合金铁成本，而且Sb和Sn固溶在板坯晶界上，在热轧时可能会引发卷板边缘(edge)裂纹，因此将Sb+Sn的上限设为1.0％。
B：0.0001-0.01％
所述B是即使添加少量也可以提高淬透性的元素，并且B是偏析在原奥氏体晶界上而可以抑制由P和/或S的晶界偏析所引起的热压成型部件的脆性的元素。因此，可以添加0.0001％以上的B。但是，当B的含量超过0.01％时，不仅其效果饱和，而且在热轧时导致脆性，因此B含量的上限可以设为0.01％，在一个具体实施方案中，可以将所述B含量设为0.005％以下。
除了上述成分之外，余量可以列举铁(Fe)和不可避免的杂质，并且只要是可以包含在热压成型用钢板中的成分，则对这些成分的进一步的添加不作特别限制。
在880-950℃的温度范围内对由上述层结构的镀层构成的铝-铁系镀覆钢板进行热处理3-10分钟，然后进行热压成型以制造热压成型部件时，形成由扩散层(由FeAlSi和Fe3Al形成)、Fe2Al5和FeAlSi形成的合金化层，从而可以提高耐蚀性。此外，点焊电流范围满足1kA以上，因此可以提高点焊性。
下面，对本发明的另一个方面的制造热压成型用铝-铁系镀覆钢板的方法进行详细说明。但是，需要注意的是，下述的制造热压成型用铝-铁系镀覆钢板的方法仅仅是一个例示，本发明的热压成型用铝-铁系镀覆钢板并非必须通过该制造方法来制造，只要是满足本发明的权利要求的方法，则可以使用任一种制造方法来实现本发明的各个具体实施方案。
[制造铝-铁系镀覆钢板的方法]
本发明的另一个方面的铝-铁系镀覆钢板可以通过以下方法获得：利用铝镀浴，在经热轧或冷轧的基础钢板的表面，以单面为基准，以40-100g/m2的镀覆量进行热浸镀铝，以重量％计，所述铝镀浴包含：Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质，并且在镀覆工艺后连续地进行初始冷却，然后进行立即热处理的在线合金化处理。
获得镀铝钢板的步骤
在本发明的一个具体实施方案中，可以通过以下步骤获得镀铝钢板：准备基础钢板，将所述基础钢板浸入铝镀浴中，以单面为基准，以40-100g/m2的镀覆量在基础钢板的表面进行镀铝，从而获得镀铝钢板，其中，以重量％计，所述铝镀浴包含：Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质。此外，还可以选择性地对镀覆前的钢板进行退火处理。
所述Si是起到在镀层内与Fe均匀地进行合金化的作用的元素，为了获得上述效果，可以包含至少7％以上的Si。但是，Si还起到抑制Fe的扩散的作用，因此，当含有超过15％的Si时，合金化速度降低，因此难以获得充分的合金化。因此，本发明中镀浴中包含的Si含量可以限制为7-15％。所述Si含量优选可以为7-14％，更优选可以为7.5-13.1％。
另外，所述Mg起到提高铝-铁系镀覆钢板的耐蚀性的作用，并且还起到增加合金化速度的作用。为了确保充分的合金化速度，应包含至少1.1％以上的Mg。另一方面，当包含超过15％的所述Mg时，可能会发生焊接性和涂装性变差的问题。因此，本发明中可以将包含在铝镀浴中的Mg含量限制为1.1-11％。所述Mg含量优选可以为1.5-10.5％，更优选可以为2-7％。
所述镀铝时，以单面为基准，镀覆量可以为40-100g/m2。当镀覆量小于40g/m2时，耐蚀性变得非常差，另一方面，当镀覆量超过100g/m2时，发生焊接性降低的问题。因此，在本发明中，以单面为基准，镀铝时的镀覆量优选限制为40-100g/m2。另外，以单面为基准，所述镀铝时的镀覆量更优选可以为55-100g/m2。
初始冷却步骤
所述镀铝后可以以0.1-5℃/秒的冷却速度进行初始冷却，冷却至640℃以上。此外，优选地，在镀铝后所述初始冷却可以进行至640℃以上且680℃以下的温度范围，并且所述冷却速度可以为1-4℃/秒。
本发明中镀铝后的初始冷却在对镀覆表面进行合金化和/或热压成型时可以通过优化Mg含量来确保所期望的耐蚀性和点焊性，因此很重要。当初始冷却终止温度低于640℃时，在随后的在线合金化热处理中，为了合金化，需要施加更多的功率，因此存在可能会产生设备负荷的问题。
另外，当冷却速度小于0.1℃/秒时，在镀覆表面无法充分形成凝固层，在线合金化时Mg过度扩散在表面，因此热成型部件的点焊性可能会变差。另一方面，当冷却速度超过5℃/秒时，镀层被过度冷却，因此，为了确保用于合金化的预定的温度，设备负荷增加和时间变长，因此可能会损害生产性。
喷射铝粉的步骤
所述初始冷却后，可以根据需要在所述镀铝钢板的表面喷射铝粉。铝粉不仅可以对表面进行局部冷却，而且可以微细化表面锌花(spangle)。此时，通过铝粉仅对表面进行局部冷却时，在之后的在线合金化过程中进一步抑制镀层中的Mg扩散至表面，从而可以减少热压成型后Mg扩散至表面而生成的Mg氧化物，因此可以提高点焊性。此外，通过微细化表面锌花，具有在热压成型后可以均匀地形成表面的优点。
所述铝粉的平均粒径可以为5-40μm，更优选可以为10-30μm，最优选可以为10-25μm。当所述铝粉的平均粒径小于5μm时，表面冷却和锌花微细化的效果不足，另一方面，当所述铝粉的平均粒径超过40μm时，所述铝粉不能充分溶解在镀层而残留在表面，因此可能会引发表面质量问题。
在本发明中，在满足喷射粉末后的表面温度不降低至低于640℃的条件的范围内可以确定铝粉的喷射量。当喷射粉末后的钢板表面温度降低至低于640℃时，在随后的在线合金化热处理中，为了合金化，需要施加更多的功率，因此可能会产生设备负荷。铝粉的喷射量与钢板表面温度有关，但由于所述钢板表面温度根据实施时的工艺条件、设备、环境条件等而可能会有很大变化，因此不能统一确定。因此，只要铝粉的喷射量满足上述条件即可，对铝粉的喷涂量的具体范围可以不作特别限定。但是，作为非限制性的一个具体实施方案，对于每1m2的镀铝钢板，可以在0.01-10g的范围内喷射所述铝粉。
通过合金化热处理获得铝-铁系镀覆钢板的步骤
所述初始冷却后和/或喷射所述铝粉后，可以立即进行连续地进行热处理的在线合金化处理。此外，合金化热处理时的加热温度范围可以为670-900℃，保持时间可以为1-20秒。另外，更优选地，所述加热温度范围可以为680-880℃，所述保持时间可以为1-10秒。
如图1中示出的示意图所示，本发明中在线合金化处理表示热浸镀铝后通过升温进行热处理的工艺。在本发明的在线合金化热处理方法中，热浸镀铝后，在镀层冷却并凝固之前开始用于合金化的热处理，因此可以在短时间内进行合金化而无需单独的升温过程。但是，在现有已知的镀铝钢板的镀层成分体系中，由于合金化速度慢，不能在短时间内完成充分的合金化，因此难以应用镀覆后立即进行热处理的在线合金化方法。但是，在本发明中，通过控制影响合金化速度的镀浴成分，特别是通过控制Si和Mg的含量来增加镀层的合金化速度，因此即使热处理时间短至1-20秒，也可以有效地完成铝镀层的合金化。
所述加热温度以待热处理的钢板的表面温度为基准。当加热温度小于670℃时，可能会发生合金化不充分的问题，另一方面，当加热温度超过900℃时，合金化后难以进行冷却，当加快冷却速度时，可能会发生基础钢板的强度变得过高的问题。因此，合金化热处理时的加热温度优选限制为670-900℃，更优选可以为700-800℃。
另外，合金化热处理时的保持时间可以限制为1-20秒。本发明中保持时间是指在钢板保持所述加热温度(包括±10℃的偏差)的时间。当所述保持时间小于1秒时，加热时间过短，因此无法实现充分的合金化。另一方面，当所述保持时间超过20秒时，可能会发生生产性过度降低的问题。因此，合金化热处理时的保持时间优选限制为1-20秒，更优选可以为1-10秒。
通过合金化热处理进行的镀层的合金化取决于热处理温度和保持时间，但同时还受铝镀层中包含的Si和Mg的含量的影响。铝镀层中包含的Si越少并且Mg越多，合金化速度越提高，因此被合金化的区域的厚度也可能会变厚。如同本发明，镀覆步骤后连续地进行在线热处理时，与罩式退火(BAF)方法相比，热处理时间相对非常短，因此，若不对其工艺条件进行精确控制，则无法获得充分合金化的镀层。因此，本发明人通过适当地控制Si和Mg的含量以及热处理条件，即使热处理时间短至1-20秒，也可以有效地获得充分合金化的镀层。
如上所述完成合金化后，可以进行热压成型来制造成型部件。此时，热压成型可以利用本技术领域中通常利用的方法，例如，可以在880-950℃的温度范围对本发明的铝-铁系镀覆钢板进行加热3-10分钟，然后利用冲压机(press)将加热的所述钢板热成型为期望的形状，但并不限于此。此外，热压成型部件的基础钢板的组成可以与上述铝-铁系合金镀覆钢板的基础钢板的组成相同。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是用于例示本发明以进行具体的说明，并不是用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
(实施例)
首先，准备具有下表1的组成的用于热压成型的冷轧钢板作为基础钢板，并以下表2中示出的镀浴组成和660℃的镀浴温度，在所述基础钢板的表面进行镀铝。之后，在下表2中示出的初始冷却和合金化热处理的条件下，进行初始冷却和合金化热处理。对于镀层是否剥离，利用直径为5mm的冲头对60mm×60mm的试片进行3点弯曲试验时，在30度的弯曲角度下，镀层发生剥离时表示为X，镀层没有发生剥离时表示为O。此外，对于表面锌花的判定，锌花的直径为5mm以上时表示为X，锌花的直径小于5mm时表示为O。
[表1]
| 元素 | C | Si | Mn | Al | P | S | N | Cr | Ti | B |
| 含量(％) | 0.22 | 0.20 | 1.15 | 0.03 | 0.01 | 0.002 | 0.0054 | 0.2 | 0.03 | 0.0025 |
[表2]
之后，对于各个铝-铁系镀覆钢板，在大气气氛、930℃下对钢板进行加热6分钟后进行热压成型，以获得热压成型部件。之后，观察所述部件的镀层结构和GDS(使用美国力可(LECO)公司的GDS 850A)，测量耐蚀性和点焊性，并示于下表3中。对于耐蚀性，对所述部件进行磷酸盐处理，并在涂装后进行交叉切割(crosscut)，然后进行52个循环(cycle)的循环腐蚀试验(CCT)后测量起泡(blister)宽度，对于点焊性，根据ISO 18278标准进行评价，并分析电流范围。耐蚀性的情况下，起泡的宽度为2.5mm以上时判断为差，点焊性的情况下，点焊电流范围小于1kA时判断为差。
[表3]
如所述表1至表3所示，发明例1至发明例9均满足本发明中提出的镀浴成分、镀层厚度、表面的Mg和O的含量、铝层比例和合金化热处理条件，从而起泡(blister)的宽度为2.0mm以下，并且点焊电流范围满足1.0kA以上，因此可以确认耐蚀性和点焊性优异。
但是，比较例1、比较例2和比较例6是合金化热处理温度低于670℃的情况，没有充分进行合金化，从而合金化层的厚度比例小于90％，即铝层的比例为10％以上，因此观察到镀层的剥离。
比较例3和比较例8是形成厚的镀层并以超过900℃的温度进行合金化热处理的情况，表面锌花直径为5mm以上，因此表面质量差。
比较例4未进行合金化热处理，从而合金化层的厚度比例为13％，合金化层的形成不足，因此发生镀层的剥离，并且进行热压成型后的表面侧的Mg含量小于5重量％，因此耐蚀性差。
另外，比较例5和比较例7是合金化热处理时的保持时间不在本发明的范围内的情况，比较例5的情况下，由于热处理时间非常短，镀层未能充分合金化，因此不仅发生镀层的剥离，而且耐蚀性降低。此外，比较例7的情况下，形成的镀层的厚度为40.8μm，形成厚的镀层，应用25秒的长的热处理时间的结果，确认了耐蚀性变差。
比较例9至比较例11是铝镀浴成分中Si和/或Mg的含量不满足本发明的条件的实施例。首先，比较例9是Si和Mg的含量均不满足本发明的条件的情况，未能确保充分的合金化速度，因此合金化层的比例小，同时由于Mg含量少，热压成型后未能在表面富集充分的Mg，因此耐蚀性变差。此外，还可以确认镀层的剥离和表面锌花的发生。另外，比较例10是Mg含量过多的情况，过多的Mg富集在镀覆钢板的表面，因此点焊性降低。此外，比较例11是添加过多含量的Si的情况，由于合金化速度降低，合金化层的比例变小，其结果观察到镀层的剥离。
如上所述，在本发明的说明书中对本发明的优选的实施方案进行了说明，但本发明所属技术领域的技术人员可以在不脱离本发明的范畴的情况下进行各种变形。因此，本发明的权利范围不应限于所说明的实施方案，应由权利要求书和与其等效的内容来确定。
[附图标记的说明]
1：热处理炉
2：铝镀浴
3：初始冷却设备
4：铝粉喷射设备
5：合金化热处理设备
Claims (11)
1.一种铝-铁系镀覆钢板，其用于热压成型，所述铝-铁系镀覆钢板包括基础钢板和形成在所述基础钢板的表面的镀层，
所述镀层包括：合金化层，其形成在所述基础钢板的表面，并且包含Fe3Al、FeAl(Si)、Fe2Al5和FeAl3中的一种以上；和
铝层，其形成在所述合金化层上，并且厚度小于所述镀层的厚度的10％，
所述镀层的厚度为20-35μm，
通过GDS在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的Mg为1-20重量％，
通过GDS在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧为10重量％以下。
2.根据权利要求1所述的铝-铁系镀覆钢板，其特征在于，以重量％计，将除从基础钢板扩散的Fe含量以外的合金组成设为100％时，所述镀层包含：Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的铝-铁系镀覆钢板，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.04-0.5％、Si：0.01-2％、Mn：0.01-10％、Al：0.001-1.0％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、N：0.02％以下、余量的Fe和其它不可避免的杂质。
4.根据权利要求3所述的铝-铁系镀覆钢板，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板进一步包含以下中的一种以上：选自Cr、Mo和W中的一种以上之和：0.01-4.0％，选自Ti、Nb、Zr和V中的一种以上之和：0.001-0.4％，Cu+Ni：0.005-2.0％，Sb+Sn：0.001-1.0％和B：0.0001-0.01％。
5.一种热压成型部件，其通过对权利要求1至4中任一项所述的铝-铁系镀覆钢板进行热压成型而获得。
6.根据权利要求5所述的热压成型部件，其特征在于，所述热压成型部件的点焊电流范围为1kA以上。
7.一种制造铝-铁系镀覆钢板的方法，其为制造用于热压成型的铝-铁系镀覆钢板的方法，所述制造铝-铁系镀覆钢板的方法包括以下步骤：
准备基础钢板；
将所述基础钢板浸入铝镀浴中，以单面为基准，以40-100g/m2的镀覆量进行镀覆以获得镀铝钢板，以重量％计，所述铝镀浴包含Si：7-15％、Mg：1.1-15％、余量的Al和其它不可避免的杂质；
镀铝后立即以0.1-5℃/秒的冷却速度进行初始冷却，冷却至640℃以上的温度；以及
所述初始冷却后连续地进行在线合金化以获得铝-铁系镀覆钢板，所述在线合金化是在670-900℃的加热温度范围保持1-20秒以进行热处理。
8.根据权利要求7所述的制造铝-铁系镀覆钢板的方法，其特征在于，在所述初始冷却后，还包括在所述镀铝钢板的表面喷射铝粉的步骤。
9.根据权利要求8所述的制造铝-铁系镀覆钢板的方法，其特征在于，所述铝粉的平均粒径为5-40μm。
10.根据权利要求7所述的制造铝-铁系镀覆钢板的方法，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.04-0.5％、Si：0.01-2％、Mn：0.01-10％、Al：0.001-1.0％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、N：0.02％以下、余量的Fe和其它不可避免的杂质。
11.根据权利要求10所述的制造铝-铁系镀覆钢板的方法，其特征在于，以重量％计，所述基础钢板进一步包含以下中的一种以上：选自Cr、Mo和W中的一种以上之和：0.01-4.0％，选自Ti、Nb、Zr和V中的一种以上之和：0.001-0.4％，Cu+Ni：0.005-2.0％，Sb+Sn：0.001-1.0％和B：0.0001-0.01％。
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