本發(fā)明涉及一種耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造及其制造方法，更詳細而言，涉及一種通過將合金化層和軟質(zhì)的擴散層之間的硬度比控制為規(guī)定值，使耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件及其制造方法，所述合金化層和軟質(zhì)的擴散層是在對表面具有熔融鍍鋁層的熔融鍍鋁鋼板進行合金化熱處理時形成的。

背景技術(shù)：

通常，在將Al為基本元素的鍍浴中浸漬淬火性高的鋼板而進行鍍覆處理，從而制造鍍鋁HPF(HOT PRESS FORMING：熱壓成型鋼)用鋼板，接著對表面具有鍍鋁層的鍍鋁鋼板進行熱壓處理，從而廣泛地應(yīng)用于形狀復(fù)雜且強度在1300MPa以上的汽車構(gòu)件的制造。

然而，在HPF熱處理過程中所述鍍覆層具有如下結(jié)構(gòu)：包含由FeAl或Fe₂Al₅等構(gòu)成的金屬間化合物的合金層作為上層，由Fe 80-95重量％(以下，鋼成分均為重量％)構(gòu)成的擴散層作為底層。但是，所述鍍層中上部的合金層與擴散層相比脆性大，因此在沖壓成型時從鍍層脫落而吸附于沖壓面，從而具有難以進行連續(xù)的沖壓成型的缺點。

詳細地講，一般而言，在坯料鋼板形成熔融鍍鋁層之后高溫成型的HPF成型構(gòu)件中，所述鍍層由軟質(zhì)的擴散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成，高溫?zé)峒庸r所述擴散層和合金層的界面發(fā)生斷裂。并且，所斷裂的鍍層以微細的粉末形態(tài)堆積在模具，有時候吸附在模具，導(dǎo)致HPF成型構(gòu)件的尺寸變化、表面凹痕(dent)、模具修改，切削加工等，從而需要負擔(dān)附加費用。

如果發(fā)生這種問題，則使用所述原材料而進行熱加工的企業(yè)不僅負擔(dān)附加費用，而且在汽車制造商的生產(chǎn)中出差池是不可避免的，從而導(dǎo)致很大的損失。因此，需要開發(fā)一種克服所述問題并具有優(yōu)異的沖壓成型性的HPF成型構(gòu)件。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

要解決的技術(shù)問題

本發(fā)明是為解決所述的現(xiàn)有技術(shù)中存在的問題而提出的，其目的在于，提供一種將構(gòu)成熔融鋁合金鍍層的合金層和軟質(zhì)層之間的硬度差控制在規(guī)定值范圍以內(nèi)從而使耐剝離性優(yōu)異的HPF用成型構(gòu)件。

另外，本發(fā)明的目的在于，提供一種所述HPF成型構(gòu)件的制造方法。

但是，本發(fā)明要解決的問題不限于上述提及的課題，本發(fā)明的技術(shù)領(lǐng)域人員可以通過以下記載內(nèi)容會明確理解沒有提及的其他問題。。

解決問題的手段

為達到上述目的的本發(fā)明提供一種耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件，在坯料鋼板的表面形成有熔融鍍鋁層的HPF成型構(gòu)件中，其特征在于，所述坯料鋼板以重量％計包含0.18-0.25％的C、0.1-1.0％的Si、0.9-1.5％的Mn、0.03％以下的P、0.01％以下的S、0.01-0.05％的Al、0.05-0.5％的Cr、0.01-0.05％的Ti、0.001-0.005％的B、0.009％以下的N、余量Fe及其他雜質(zhì)；

所述鍍層由軟質(zhì)的擴散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成；

在所述合金層內(nèi)，τ層以面積分率計占整體的10％以上，并以不規(guī)則且不連續(xù)的方式分散分布，以使所述合金層和所述擴散層之間的硬度差在400Hv以下。

所述坯料鋼板可以是冷軋鋼板或熱軋鋼板。

在本發(fā)明中，優(yōu)選地，所述τ相在所述合金層內(nèi)以10-20面積％的范圍存在。

優(yōu)選地，所述τ相的形狀比(縱橫比，aspect ratio)在1-4范圍。

優(yōu)選地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相占整體τ相分率的50％以上。

優(yōu)選地，所述坯料鋼板還包含0.001-0.5％的Mo+W。

另外，優(yōu)選地，所述坯料鋼板還包含：含量之和在0.001-0.4％范圍的Nb、Zr、V中一種以上物質(zhì)。

另外，優(yōu)選地，所述坯料鋼板還包含0.005-2.0％范圍的Cu+Ni。

而且，優(yōu)選地，所述坯料鋼板還包含：含量之和在0.03％以下的Sb、Sn、Bi中一種以上物質(zhì)。

另外，本發(fā)明提供一種耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法，包括：

準(zhǔn)備包含如上所述鋼組成成分的鋼板的工序；

進行熔融鍍鋁處理的工序，以550-850℃的溫度對所述鋼板進行加熱后，在熔融鋁鍍浴中浸漬，從而進行熔融鍍鋁處理，其中所述熔融鋁鍍浴保持640-680℃，其組成成分以重量％計包含7-13％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)；

對熔融鍍鋅鋼板進行冷卻后，以0.5-3％的延伸率使用平整機(SPM)進行軋制的工序；

將所述熔融鍍鋁鋼板以850-950℃的溫度進行加熱后，保持一定時間，從而使表面的熔融鍍鋁層合金化的工序；

對所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進行熱成型，并且急速冷卻至300℃以下的溫度范圍，從而制造HPF成型品的工序。

優(yōu)選地，所述合金化的熔融鍍鋁層由軟質(zhì)的擴散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成；在所述合金層內(nèi)，τ層以面積分率計占整體的10％以上，并以不規(guī)則且不連續(xù)的方式分散分布。

優(yōu)選地，所述鋼板可以是冷軋鋼板或熱軋鋼板。

優(yōu)選地，所述τ相在所述合金層內(nèi)以10-20面積％的范圍存在。

優(yōu)選地，所述τ相的形狀比(縱橫比，aspect ratio)在1-4范圍。

優(yōu)選地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相占整體τ相分率的50％以上。

另外，本發(fā)明提供耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法，包括：

對在具有如上所述鋼組成成分的坯料鋼板表面形成有熔融鍍鋁層的熔融鍍鋁鋼板以0.5-3％的延伸率使用平整機(SPM)進行軋制的工序；

將所述熔融鍍鋁鋼板以850-950℃的溫度進行加熱后，保持一定時間，從而使表面的熔融鍍鋁層合金化的工序；及

對所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進行熱軋成型，并且急速冷卻至300℃以下的溫度范圍，從而制造HPF成型品的工序。

優(yōu)選地，所述合金化的熔融鍍鋁層由軟質(zhì)的擴散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成；在所述合金層內(nèi)，τ層以面積分率計占整體的10％以上，并以不規(guī)則且不連續(xù)的方式分散分布。

所述坯料鋼板可以是冷軋鋼板或熱軋鋼板。

優(yōu)選地，所述τ相在所述合金層內(nèi)以10-20面積％的范圍存在。

優(yōu)選地，所述τ相的形狀比(縱橫比，aspect ratio)在1-4范圍。

優(yōu)選地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相占整體τ相分率的50％以上。

發(fā)明效果

具有如上所述結(jié)構(gòu)的本發(fā)明，能夠有效提供如下的耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件，即：在硬質(zhì)的合金層內(nèi)使軟質(zhì)的τ相以適當(dāng)?shù)姆植挤稚⑿纬?，從而減少合金層和軟質(zhì)層之間的硬度差。

附圖說明

圖1是示出本發(fā)明的一實施例的鍍覆鋼板的鍍層的縱剖面組織照片。

圖2是將圖1的組織照片摹繪而示出的圖。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明進行說明。

由于高溫?zé)峒庸?，外壓施加于熔融鋁合金鍍層，此時，形成在所述鍍層的壓力(stress)在傳遞至坯料鋼板的過程中，橫跨鍍層中的硬質(zhì)的合金層和軟質(zhì)的擴散層而發(fā)生作用。本發(fā)明人通過研究實驗結(jié)果發(fā)現(xiàn)如下事實，即：此時，所述硬質(zhì)層無法充分克服變形，產(chǎn)生龜裂并將其傳播，但是軟質(zhì)的擴散層吸收加工引起的變形，能夠防止龜裂傳播。而且，本發(fā)明人關(guān)注所述合金層中存在的τ相并進行了反復(fù)研究，結(jié)果，發(fā)現(xiàn)如下情況，即：所述合金層中的τ相為相對軟質(zhì)，所以抑制龜裂的傳播，延遲龜裂到達擴散層和合金層的界面。

進而，針對減少高溫加工時的粉化的方案進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)如下事實后提出了本發(fā)明，即：高溫加工時發(fā)生的粉化，可以通過將擴散層和合金層的硬度差控制在一定水準(zhǔn)以下來抑制，而且，所述硬度差受到所述硬質(zhì)層中τ相的分布等影響。

以下，對本發(fā)明的耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件進行說明。本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件具有在坯料鋼板的表面形成有熔融鍍鋁層的結(jié)構(gòu)，所述坯料鋼板以重量％計包含0.18-0.25％的C、0.1-1.0％的Si、0.9-1.5％的Mn、0.03％以下的P、0.01％以下的S、0.01-0.05％的Al、0.05-0.5％的Cr、0.01-0.05％的Ti、0.001-0.005％的B、0.009％以下的N、余量Fe及其他雜質(zhì)而組成。以下具體說明鋼組成成分及其限定理由。

0.18-0.25％的C

所述C是增加馬氏體強度的必要元素。如果C含量小于0.18％，則難以獲得為了確保耐沖擊特性的充分的強度。另外，如果超過0.25％，則降低板坯的沖擊韌性，而且還降低HPF成型構(gòu)件的焊接特性。

考慮以上情況，在本發(fā)明中，所述C的含量優(yōu)選控制在0.18-0.25重量％(以下，記載為％)。

0.1-1.0％的Si

所述Si有助于HPF后鋼材的材質(zhì)均勻化，而且，由于在HPF熱處理過程中向鍍層擴散，所以有助于鍍層的τ相的生成。如果Si含量小于0.1％，則無法得到充分的材質(zhì)均勻化及向鍍層擴散的效果，如果超過1.0％，則因退火中生成在鋼板表面的Si氧化物而無法確保良好的熔融鍍鋁表面質(zhì)量，因而添加1.0％以下的Si。

0.9-1.5％的Mn

如Cr、B等，所述Mn為了確保鋼的淬透性而添加。如果Mn含量小于0.9％，則無法確保充分的淬透性并生成貝氏體，因而難以確保充分的強度。另外，如果其含量超過1.5％，則鋼板制造費用增加，在鋼材內(nèi)使Mn偏析，嚴(yán)重降低HPF成型構(gòu)件的彎曲性。因此，在本發(fā)明中，Mn含量優(yōu)選控制在0.9-1.5％范圍。

0.03％以下的P(不包括0％)

所述P為晶界偏析元素，是阻礙HPF成型構(gòu)件的諸多特性的元素，因此盡量少添加為好。如果P含量超過0.03％，則成型構(gòu)件的彎曲特性、沖擊特性及焊接特性等劣化，因此優(yōu)選將其上限控制在0.03％。

0.01％以下的S(不包括0％)

所述S是鋼中存在的雜質(zhì)，是阻礙成型構(gòu)件的彎曲特性及焊接特性的元素，因此盡量少添加為好。如果S含量超過0.01％，則成型構(gòu)件的彎曲特性及焊接特性等劣化，因此優(yōu)選將其上限控制在0.01％。

0.01-0.05％的Al

所述Al與Si類似地在制鋼中以脫氧作用為目的而添加。為了達到該目的，需要添加0.01％以上的Al，如果其含量超過0.05％，該效果將會飽和，且降低鍍覆材料的表面質(zhì)量，因此優(yōu)選將其上限控制在0.05％。

0.05-0.5％的Cr

所述Cr與Mn、B等相同地，為了確保鋼的淬透性而添加。如果所述Cr含量小于0.05％，則無法得到充分的淬透性，如果其含量超過0.5％，雖然能充分確保淬透性，但其特性將會飽和，導(dǎo)致鋼材制造費用上升。因此，在本發(fā)明中，所述Cr的含量優(yōu)選控制在0.05-0.5％范圍內(nèi)。

0.01-0.05％的Ti

所述Ti與鋼中作為雜質(zhì)殘存的氮結(jié)合而生成TiN，因此為了使對確保淬透性時必不可少的固溶硼殘留而添加。如果所述Ti含量小于0.01％，則無法期待充分的效果，如果其含量超過0.05％，則其特性飽和，還導(dǎo)致鋼材制造費用的上升。因此，在本發(fā)明中，所述Ti的含量優(yōu)選控制在0.01-0.05％范圍內(nèi)。

0.001-0.005％的B

所述B與Mn及Cr相同地，為了確保HPF成型構(gòu)件的淬透性而添加。為了達到所述目的，應(yīng)添加0.001％以上，如果其含量超過0.005％，則其效果將會飽和，且使熱軋性顯著降低。因此，在本發(fā)明中，所述B含量優(yōu)選控制在0.001-0.005％范圍內(nèi)。

0.009％以下的N

所述N為鋼中存在的雜質(zhì)，因此盡量少添加為好。如果N含量超過0.009％，則有可能導(dǎo)致鋼材表面不良，因而將其上限優(yōu)選控制在0.009％。

其次，更優(yōu)選地，構(gòu)成本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件的坯料鋼板還包含以下成分。

0.001-0.5％的Mo+W

所述Mo和W作為淬透性及析出強化元素，具有進一步確保高強度的效果。如果Mo和W的添加量之和小于0.001％，則無法得到充分的淬透性及析出強化效果，如果超過0.5％，則該效果將會飽和，還導(dǎo)致制造費用的上升。因而，本發(fā)明中的所述Mo+W的含量優(yōu)選控制在0.001-0.5％范圍。

Nb、Zr、V中一種以上的含量之和在0.001-0.4％

所述Nb，Zr及V是用于提高鋼板的強度、晶粒微細化及熱處理特性的元素。如果所述Nb，Zr及V中的一種以上且含量之和小于0.001％，則無法期待所述的效果，如果其含量之和超過0.4％，則制造費用將會過度上升。因此，在本發(fā)明中，這些元素的含量之和優(yōu)選控制在0.001-0.4％。

0.005-2.0％的Cu+Ni

所述Cu為通過生成微細的Cu析出物來提高強度的元素，所述Ni有效提高強度及熱處理性的元素。如果所述成分之和小于0.005％，則無法得到充分的所期望的強度，如果超過2.0％，則操作性變差，導(dǎo)致制造費用上升。因此，在本發(fā)明中，Cu+Ni的含量優(yōu)選控制在0.005-2.0％。

Sb、Sn、Bi中一種以上的含量之和在0.03％以下

所述Sb、Sn及Bi作為晶界偏析元素，在HPF加熱時濃化在鍍層和坯料鐵界面，從而能夠提高鍍層的緊貼性。由于能夠提高鍍層的緊貼力，因而有助于熱成型時防止鍍層的脫落。Sb、Sn及Bi具有類似的特性，因此可以混合使用三個元素，此時，優(yōu)選使一種以上成分的含量之和在0.03％以下。這是因為，如果所述成分的含量之和超過0.03％，則有可能熱成型時坯料鐵的脆性惡化。

本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件具備在包含所述的鋼組成成分的坯料鋼板表面形成的熔融鍍鋁層，已廣為人知，這樣的鍍層包括軟質(zhì)的擴散層和硬質(zhì)的合金層。

首先，簡要說明鐵鋁合金鍍覆構(gòu)件的合金鍍層結(jié)構(gòu)。對鋼板進行熔融鍍鋁處理后再進行熱處理，從而形成合金鍍層。所述合金鍍層由擴散層和合金層構(gòu)成，擴散層位于坯料鋼板和合金層之間。另外，所述合金層由金屬間化合物即Fe₂Al₅和τ相構(gòu)成，所述τ相(tau-phase)是指，F(xiàn)e-Al-Si三元系合金相，分布于合金層內(nèi)。即，所述合金化層包含具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(Fe-Al-Si系合金相)。詳細地講，所述擴散層的硬度一般為維氏硬度(負荷1g)500的水準(zhǔn)，相對為軟質(zhì)，合金層為Fe₂Al₅金屬間化合物，其硬度為維氏硬度(負荷1g)900-1100的水準(zhǔn)，是非常硬質(zhì)。因此，可知在所述擴散層和合金層之間發(fā)生較大的硬度差，存在如下問題，即：這樣的硬度差越大，當(dāng)施加外力時越無法克服變形量，在擴散層和合金層之間的邊界會發(fā)生龜裂并傳播龜裂，以微細的粉末形狀發(fā)生剝離。

構(gòu)成本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件的熔融鍍鋁層中，所述擴散層和合金層的硬度差在400(Hv)以下。如果所述擴散層和合金層的硬度差超過400，則高溫加工時無法吸收變形，在擴散層和合金層的界面發(fā)生剝離。

為此，本發(fā)明中可以采用在所述合金層包含微量的鋼成分Si、Mn、Ti、W等的方法，如果金屬間化合物的晶格包含所述的成分，則發(fā)生結(jié)晶，使硬度變低。一般而言，當(dāng)金屬原子中包含特定原子時，因晶格歪曲而使硬度變高，但是金屬間化合物基材本身具有較強結(jié)合和高硬度，因此若包含特定原子，硬度反而有可能降低。

作為另一種方法，在高溫加工之前，對熔融鍍鋁鋼板以0.5-3％實施表面調(diào)質(zhì)處理，由此促進高溫加熱時的合金相的形成，促進特定元素流入合金相中。

另外，本發(fā)明人關(guān)注作為硬質(zhì)層的合金層中的τ相，并發(fā)現(xiàn)τ相的形狀和分布對耐剝離特性產(chǎn)生影響，如果在所述合金層內(nèi)，所述τ相以面積分率計占整體的10％以上，并以不規(guī)則且不連續(xù)的方式分散分布，則使耐剝離性得到改善。即，最終，在擴散層和合金層之間發(fā)生剝離，施加外力時在表面發(fā)生龜裂并該龜裂被傳播，則合金層的τ相先吸收一部分外力。此時，如果所述τ相分散在合金層中，則有利于應(yīng)力的分散，因此需要不規(guī)則而不連續(xù)地分散在合金層中。

以面積分率計，所述τ相在合金層中占整體的10％以上時，才能發(fā)揮改善效果，如果小于10％，則應(yīng)力分散效果會欠佳。優(yōu)選地，將τ相在合金層中的面積分率控制在10-20％范圍。

另外，τ相具有有利于應(yīng)力分散的形狀，越接近圓形越有利于應(yīng)力分散。因此，在本發(fā)明中，所述τ相的形狀比(縱橫比，aspect ratio)優(yōu)選控制在1-4，由此使耐剝離性能夠得到進一步的改善。更優(yōu)選地，將所述形狀比控制在1-2范圍。

另外，τ相的大小越小，越有利于應(yīng)力分散。τ相以各種大小分布在合金層，在本發(fā)明中，優(yōu)選地，大小在5μm以下的τ相相對于整體τ相分率占50％以上，由此能夠獲得更優(yōu)異的耐剝離性。

接著，對本發(fā)明的耐剝離性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法進行說明。

本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件制造方法包括：準(zhǔn)備鋼板的工序，該鋼板具有所述的鋼組成成分；進行熔融鍍鋁處理的工序，以550-850℃的溫度對所述鋼板進行加熱后，在熔融鋁鍍浴中浸漬，從而進行熔融鍍鋁處理，其中，所述熔融鋁鍍浴保持640-680℃，并且其組成成分以重量％計包含7-13％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)；冷卻所述熔融鍍鋅鋼板后，以0.5-3％的延伸率使用平整機(SPM)進行軋制的工序；將所述熔融鍍鋁鋼板以850-950℃的溫度進行加熱后，保持一定時間，從而使在該表面形成的熔融鍍鋁層合金化的工序；對所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進行熱成型，并且急速冷卻至300℃以下的溫度范圍，從而制造HPF成型品的工序。

首先，在本發(fā)明中，準(zhǔn)備具有所述組成成分的鋼板。在本發(fā)明中，所述鋼板可以是熱軋鋼板，也可以是冷軋鋼板。

接著，以550-850℃的溫度對所述鋼板進行加熱后，在熔融鋁鍍浴中浸漬，從而進行熔融鍍鋁處理。其中，所述熔融鋁鍍浴保持640-680℃，并且其組成成分以重量％計包含7-13％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)。

首先，將所述鋼板在退火爐中以550-850℃的溫度進行加熱。退火鋼板的目的是為了容易加工經(jīng)過冷軋加工的硬質(zhì)化的鋼板，而不是為了保證最終物理特性。如果退火溫度小于550℃，則因硬質(zhì)化的組織難以進行加工，在進行切斷加工或成型加工時會引起尺寸變動。相反地，如果退火溫度超過850℃，則加熱設(shè)備會發(fā)生劣化，浪費熱能等，因此不優(yōu)選。

并且，將所述經(jīng)加熱的鋼板浸漬在熔融鍍鋁浴并進行熔融鍍鋁處理，此時，該鍍浴的溫度優(yōu)選控制在640-680℃范圍。鍍浴溫度是考慮熔融鋁的相變而設(shè)定的，優(yōu)選地，鍍覆時保持熔融狀態(tài)，熔融鍍覆后快速發(fā)生相變，變?yōu)槟虪顟B(tài)。但是，如果所述熔融鍍鋁浴溫度小于640℃，在鍍浴口(port)內(nèi)鍍鋁浴發(fā)生局部凝固，鍍覆在鋼板的鍍鋁層提前凝固，因此鍍覆質(zhì)量變差。另一方面，如果鍍浴溫度超過680℃，鍍浴口會快速侵蝕，因而不優(yōu)選。

另外，本發(fā)明中，所述熔融鍍鋁浴的組成可以由7-13重量％的Si、小于3重量％的Fe、余量的鋁和其他雜質(zhì)組成。如果在熔融鍍鋁浴添加Si，則Si參與鐵和鋁的反應(yīng)，在坯料鋼板和鍍層之間會生成Fe-Al-Si系合金層。Fe-Al-Si合金層能抑制Fe-Al系合金層的過度生成是已知的。

鍍鋁鋼板在高溫成型過程中進行高溫?zé)崽幚頃r會發(fā)生擴散反應(yīng)，因而鍍浴成分中的Si對高溫成型后的合金鍍層(合金層)的結(jié)構(gòu)和分布產(chǎn)生影響。即，如果鍍鋁浴中Si含量小于7重量％，則鍍層形成不均勻，高溫?zé)崽幚頃r合金層內(nèi)τ相的形成欠佳。另一方面，如果Si含量超過13重量％，則存在如下問題，即：鍍浴熔點變高，在高溫?zé)崽幚頃r遲延合金層形成反應(yīng)，因此無法得到具有所期望的分率、形狀及分布的τ相。

另外，所述熔融鍍鋁浴包含小于3重量％的Fe，該Fe是從坯料鋼板溶解而進入的，以鐵在鋁中的溶解度范圍保持平衡。但是如果鍍浴中Fe在3重量％以上，鍍浴中會形成碎屑(dross)，并粘貼在鍍覆鋼板表面，從而使鍍覆表面質(zhì)量變差。

另外，在本發(fā)明中，通過所述熔融鍍鋁得到的鍍層的厚度優(yōu)選在20-40μm范圍內(nèi)。

雖然鍍層厚度是客戶訂單中的要求事項，而不是控制參素，但鍍覆厚度對高溫成型時的合金鍍層的形成產(chǎn)生影響。如果鍍層厚度小于20μm，則由于在高溫成型后合金鍍層的厚度較薄，無法從腐蝕充分保護構(gòu)件，如果鍍覆厚度超過40μm，則在鍍覆時會發(fā)生流痕等缺陷，在高溫成型時合金鍍層形成得較厚，存在促進合金鍍層的剝離的問題。

并且，在本發(fā)明中，冷卻所述熔融鍍鋅鋼板后，以0.5-3％的延伸率使用平整機(SPM)進行軋制工序。即，通過熔融鍍鋁浴經(jīng)過鍍鋁處理的鍍覆鋼板，接著經(jīng)過調(diào)節(jié)鍍覆附著量的氣刀(air knife)，并且經(jīng)過用于使熔融鋁凝固的冷卻工序。接著，本發(fā)明中，以0.5-3％的延伸率連續(xù)使用平整機(以下，SPM)進行軋制工序，以賦予表面功能。

使用平整機進行軋制處理的主要目的是，除掉降伏點延伸，或者矯正形狀，或者賦予表面粗糙度。但是，本發(fā)明人經(jīng)過研究發(fā)現(xiàn)如下事實，即：通過調(diào)節(jié)平整處理延伸率和按壓力使對鍍層賦予變形，從而通過高溫?zé)崽幚硇纬珊辖疱儗訒r，使τ相在合金鍍層內(nèi)不規(guī)則地分散分布。但是，如果延伸率小于0.5％，則賦予鍍層的變形量較少，無法得到τ相在合金鍍層分散分布的效果，如果延伸率超過3％，則由于過度的延伸而使一部分鍍層被破壞并吸附在平整輥(skin pass roll)而引起凹痕等，因而不優(yōu)選。因此平整按壓力為延伸率的因變量，通常為100-250噸。

接著，本發(fā)明中，以850-950℃的溫度加熱所述熔融鍍鋁鋼板后，保持一定時間，從而使該表面的熔融鍍鋁層合金化。

即，將所述鍍鋁鋼板放入到具有850-950℃的氣氛溫度的加熱爐，以850-950℃進行熱處理。所述加熱爐的氣氛溫度可以與放入的鋼板的溫度不一致，核心因素為鋼板的溫度。但是，與直接調(diào)節(jié)鋼板溫度相比，調(diào)節(jié)氣氛溫度更方便。如果鋼板溫度小于850℃，則有可能鋼組織的奧氏體的均勻化不夠充分。另一方面，如果鋼板溫度超過950℃，雖然有利于所述鍍覆鋼板的加熱，但導(dǎo)致能量浪費，有可能發(fā)生加熱爐設(shè)備劣化等問題。

通過如上所述的高溫?zé)崽幚恚纬稍阡摪灞砻娴娜廴阱冧X層被進行合金化處理。即，能夠得到由軟質(zhì)的擴散層和硬質(zhì)的合金層而構(gòu)成的熔融鍍鋁層，所述合金層包含具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(Fe-Al-Si系合金相)而構(gòu)成。

另外，在所述合金層內(nèi)，所述τ相以面積分率計可占整體的10％以上，并以不規(guī)則且不連續(xù)的方式分散分布，可以將所述合金層和軟質(zhì)層之間的硬度差控制在400以下。更優(yōu)選地，所述τ相在所述合金層內(nèi)以10-20面積％的范圍存在。

另外，所述τ相的形狀比(縱橫比，aspect ratio)優(yōu)選在1-4范圍。

而且，優(yōu)選地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相相對于整體τ相分率占50％以上。

另一方面，在本發(fā)明中，所述熱處理時總加熱時間優(yōu)選在30分鐘以內(nèi)。在所述溫度范圍中，如果最高總加熱時間為30分鐘，則奧氏體組織的均勻化飽和，如果超過30分鐘，則存在生產(chǎn)率降低的問題。

另外，所述被加熱的鋼板從加熱爐移到模具為止的搬運時間優(yōu)選在20秒以內(nèi)。如果所述搬運時間超過20秒，鋼板溫度下降到鐵素體相變初始溫度以下，無法保證期望的強度。優(yōu)選地，控制在12秒以內(nèi)。

接著，本發(fā)明中，對所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進行熱軋成型的同時，急速冷卻至300℃以下的溫度范圍，從而制造HPF成型品。即，通過內(nèi)部被進行水冷處理的沖壓成型模具，對經(jīng)過合金化處理的鋼板進行成型處理，鋼板的溫度變?yōu)?00℃以下后，從模具取出加工構(gòu)件，結(jié)束HPF加工。熱壓后，如果鋼板的溫度在300℃以上時從模具取出成型構(gòu)件，則有可能發(fā)生由熱應(yīng)力引起的變形。

以下，通過實施例對本發(fā)明進行詳細的說明。

(實施例)

準(zhǔn)備組成成分為以重量％計包含0.22％的C、0.25％的Si、1.18％的Mn、0.014％的P、0.0022％的S、0.033％的Al、0.181％的Cr、0.034％的Ti、0.0023％的B、0.0050％的N、余量Fe及其他雜質(zhì)且厚度為1.5mm的冷軋鋼板，之后將該鋼板以120x200mm大小切斷，由此準(zhǔn)備了試片。并且，將準(zhǔn)備的上述樣品使用煤油和超聲波丙酮進行脫脂，由此去掉了表面的軋制油和污染物質(zhì)。之后，將所述準(zhǔn)備好的樣品加熱至溫度變?yōu)?80℃，總加熱時間6分鐘，之和浸漬在660℃的熔融鍍鋁浴來進行鍍覆，此時鍍覆附著量調(diào)節(jié)為20-40μm。而且，此時熔融鍍鋁浴組成包含0-13重量％的Si、余量鋁、不可避免地從鋼板溶出的Fe以及其他雜質(zhì)，平整延伸率調(diào)節(jié)為0-3％。以下表1示出了對本實驗中利用的鍍覆鋼板試片適用的具體熔融鍍鋁條件。

【表1】

如上述表1所示，實施熔融鍍鋁后，鍍覆鋼板1-4顯示了良好的鍍覆質(zhì)量，但鍍覆鋼板5-8在熔融鍍覆后發(fā)生了碎屑附著等問題。尤其，鍍覆鋼板7出現(xiàn)了鍍層過度變形的情況，顯示鍍覆表面質(zhì)量不良。

之后，對所述鍍覆鋼板1-6及8在氣氛溫度930℃進行熱處理，總保持時間為6秒。另外，對通過上述的熱處理形成的合金鍍層的構(gòu)成要素的面積分率進行了測定，具體地，在表2示出了構(gòu)成所述合金鍍層的擴散層、Fe₂Al₅及τ相的面積分率。如以下表2所示，對于以本發(fā)明的制造工序條件制造的實施例1-4而言，τ相在所述合金鍍層中的面積分率均為10％以上。但是，對于制造工序條件超過本發(fā)明的范圍的比較例1-3的而言，τ相的面積分率均小于10％。

【表2】

另一方面，對以上述的方式進行熱處理的鍍覆鋼板的縱剖面進行觀察和分析，并把結(jié)果示出在以下表3中。在此，硬度是通過顯微硬度計以負載1g條件下測定的維氏(Hv、1g)硬度值，分別測定擴散層和合金層，計算硬度值之差。另外，針對合金層中τ相的面積比，利用圖像分析器計算了面積分率，并一同測定了τ相中平均直徑在5μm以下的面積比及τ相的形狀比，并把結(jié)果示出在以下表3中。

另外，以下表3中，合金層的耐剝離性的評價以如下方式進行：使用三點彎曲加工試驗機，將里面角度設(shè)定為30度，在里面粘貼膠貼后再取下，然后以粘貼在膠貼上的剝離碎片的狀態(tài)進行了評價。具體如下。

<耐剝離性評價范例>

○：沒有發(fā)生剝離，膠貼中并沒有粘有剝離碎片。

X：發(fā)生了剝離，膠貼中粘有剝離碎片。

【表3】

如所述表3所示，實施例1-4中，τ相在合金層中的面積分率均為10％以上，另外，τ相中5μm以下的面積比、τ相的形狀比等滿足本發(fā)明的范圍。由此可知，該合金層和擴散層之間的硬度差在400(Hv)以下。

另一方面，圖1是示出本實施例3的鍍覆鋼板3的鍍層的縱剖面組織照片，圖2是將圖1的組織照片摹繪而示出的圖。如圖1-2所示，在本發(fā)明中，構(gòu)成所述合金層的τ相5以不規(guī)則且不連續(xù)地形成在鍍層內(nèi)。如果具有這樣的τ相分布，則能夠有效達到所述的合金層和擴散層之間的硬度差400(Hv)以下。

圖2中的附圖標(biāo)記1為坯料鋼板，2為擴散層，3為合金層，4為Fe₂Al₅，5為τ相，合金鍍層包含所述擴散層2和合金層3。

與此相對，其制造工序脫離本發(fā)明范圍的比較例1-3中，合金層和擴散層之間的硬度差均超過了400(Hv)，通過表3能夠確認耐剝離性也隨之變差。

以上，參照實施例進行了說明，但是本領(lǐng)域技術(shù)人員可以在不脫離以下權(quán)利要求書中記載的本發(fā)明思想的范圍內(nèi)，對本發(fā)明進行多種修改和變更。