本發(fā)明涉及一種在表面具有鍍鋁層的HPF成型構(gòu)件的制造，更詳細(xì)而言，涉及一種使沖壓成型時(shí)鍍層的破壞及粉化最小化，從而在沖壓成型時(shí)具有優(yōu)異的耐粉化性的HPF成型構(gòu)件及其制造方法。

背景技術(shù)：

通常，在以Al為基本元素的鍍?cè)≈薪n淬火性高的鋼板而進(jìn)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(duì)在表面具有鍍鋁層的鍍鋁鋼板進(jìn)行熱壓處理，從而廣泛地應(yīng)用于形狀復(fù)雜且強(qiáng)度在1300MPa以上的汽車(chē)構(gòu)件的制造。

然而，在HPF熱處理過(guò)程中所述鍍層具有如下結(jié)構(gòu)：將包含由FeAl或Fe₂Al₅等組成的金屬間化合物的合金層作為上層，將由80-95重量％的Fe(以下，鋼成分均為重量％)構(gòu)成的擴(kuò)散層作為底層。但是，所述鍍層中上部的合金層與擴(kuò)散層相比具有較大脆性，因此在沖壓成型時(shí)從鍍層脫落而吸附于沖壓面，從而存在難以進(jìn)行連續(xù)的沖壓成型的缺點(diǎn)。

即，如果將Al鍍覆材料通常在900-930℃的加熱爐中進(jìn)行加熱并沖壓成型，則在表面摩擦嚴(yán)重的部位會(huì)發(fā)生鍍層脫落的現(xiàn)象，此時(shí)所述部位中合金層的整體或局部將會(huì)脫落，從而導(dǎo)致被脫落的鍍層粘貼在沖壓模具表面的問(wèn)題。

因而，需要開(kāi)發(fā)一種克服所述問(wèn)題并具有優(yōu)異的沖壓成型性的HPF成型構(gòu)件。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

要解決的技術(shù)問(wèn)題

本發(fā)明是為解決上述問(wèn)題而提出的，特別是，其目的在于提供如下的HPF成型構(gòu)件，即：通過(guò)使合金層的厚度和鍍層內(nèi)τ相的分率及Si、Cr的含量最佳，能夠使在沖壓成型時(shí)鍍層脫落而吸附在模具表面的現(xiàn)象最小化。

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

但是，本發(fā)明要解決的問(wèn)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(guò)以下記載內(nèi)容會(huì)明確理解沒(méi)有提及的其他問(wèn)題。

解決問(wèn)題的手段

為達(dá)到所述目的的本發(fā)明提供一種沖壓成型時(shí)耐粉化性?xún)?yōu)異的HPF成型構(gòu)件，在坯料鋼板的表面形成有包含Al的熔融鍍層的HPF成型構(gòu)件中，其特征在于，

所述坯料鋼板以重量％計(jì)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)，

所述熔融鍍層由軟質(zhì)的擴(kuò)散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成，

在所述合金層，以面積％計(jì)存在10-30％范圍的τ相，

所述τ相以自身重量％計(jì)包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr，以使所述合金層的厚度在35μm以下。

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相以自身重量％計(jì)包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Fe及Al。

優(yōu)選地，在所述熔融鍍層中，合金層和擴(kuò)散層的厚度比在1.5-3.0。

優(yōu)選地，所述τ相形成在所述合金層和擴(kuò)散層的邊界、以及所述合金層內(nèi)，形成在所述合金層內(nèi)的τ相，在垂直于鍍層厚度的50％以上的區(qū)域中，呈互相連結(jié)的帶形狀。

優(yōu)選地，所述坯料鋼板還包含0.001-0.5％的Mo+W。

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)。

優(yōu)選地，所述坯料鋼板還包含0.005-2.0％的Cu+Ni。

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)明提供一種沖壓成型時(shí)耐粉化性?xún)?yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法，包括：

準(zhǔn)備鋼板的工序，所述鋼板具有如上所述的鋼組成成分；

進(jìn)行熔融鍍鋁處理的工序，以550-850℃的溫度對(duì)所述鋼板進(jìn)行加熱后，在熔融鋁鍍?cè)≈薪n，從而進(jìn)行熔融鍍鋁處理，其中所述熔融鋁鍍?cè)”３?40-680℃，其組成成分以重量％計(jì)包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)；

將所述熔融鍍鋁鋼板以880-930℃的溫度進(jìn)行加熱后，保持一定時(shí)間，從而使在所述熔融鍍鋁鋼板表面的熔融鍍鋁層合金化的工序；

對(duì)所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進(jìn)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，在所述熔融鍍鋁處理后，直到鍍層凝固為止，以15℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。

優(yōu)選地，所述合金化的熔融鍍鋁層由軟質(zhì)的擴(kuò)散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成；在所述合金層，以面積％計(jì)存在10-30％范圍的τ相；所述τ相以自身重量％計(jì)包含10％以上的S、0.2％以上的Cr，以使所述合金層的厚度在35μm以下。

所述鋼板可以是冷軋鋼板或熱軋鋼板。

優(yōu)選地，所述τ相以自身重量％計(jì)包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Fe及Al而組成。

優(yōu)選地，在所述熔融鍍鋁層中，合金層和擴(kuò)散層的厚度比在1.5-3.0。

優(yōu)選地，所述τ相形成在所述合金層和擴(kuò)散層的邊界、以及所述合金層內(nèi)，形成在所述合金層內(nèi)的τ相，在垂直于鍍層厚度的50％以上的區(qū)域中，呈互相連結(jié)的帶形狀。

另外，在對(duì)所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進(jìn)行熱成型之前，還可包括以20-100℃/s的冷卻速度對(duì)所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進(jìn)行冷卻直到700-780℃的溫度范圍為止的工序。

此時(shí)，該冷卻速度優(yōu)選控制在20-100℃/s范圍。

另外，本發(fā)明提供一種沖壓成型時(shí)耐粉化性?xún)?yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法，其特征在于，包括：

準(zhǔn)備在具有如上所述的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的工序；

將所述熔融鍍鋁鋼板以880-930℃的溫度進(jìn)行加熱后，保持一定時(shí)間，從而使在所述熔融鍍鋁鋼板表面的熔融鍍鋁層合金化的工序；

對(duì)所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進(jìn)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(kuò)散層和硬質(zhì)的合金層構(gòu)成；在所述合金層，以面積％計(jì)存在10-30％范圍的τ相；所述τ相以自身重量％計(jì)包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr而組成，從而所述合金層的厚度成為35μm以下。

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相以自身重量％計(jì)包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Fe及Al而組成。

優(yōu)選地，所述熔融鍍鋁層中合金層和擴(kuò)散層的厚度比在1.5-3.0。

有益效果

具有如上所述結(jié)構(gòu)的本發(fā)明，能夠有效提供如下的HPF成型構(gòu)件，即:通過(guò)使合金層的厚度和鍍層內(nèi)τ相的分率及τ相組成最佳，能夠使在沖壓成型時(shí)鍍層脫落而吸附在模具表面的現(xiàn)象最小化。

附圖說(shuō)明

圖1是示出本發(fā)明的一實(shí)施例中經(jīng)過(guò)熱壓后的鍍層剖面的組織照片。

圖2是示出比較例中經(jīng)過(guò)熱壓后的鍍層剖面的組織照片。

具體實(shí)施方式

以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行說(shuō)明。

一般而言，若對(duì)熔融鍍鋁鋼板進(jìn)行HPF熱處理，則存在熱壓后鍍層脫落而吸附在沖壓模具表面，從而降低沖壓成型性的問(wèn)題。本發(fā)明的發(fā)明人為了解決這樣的問(wèn)題反復(fù)進(jìn)行了研究和實(shí)驗(yàn)，其結(jié)果，摸索到了能夠盡量減小所述熔融鍍鋁層中具有脆性的合金層厚度的方案。并且，發(fā)現(xiàn)了所述合金層的厚度與合金層內(nèi)τ相(tau phase)面積分率和τ相的組成有密切關(guān)聯(lián)的事實(shí)。

詳細(xì)而言，所述合金層中，在由Fe₂Al₅相構(gòu)成且具有脆性的基材中分布了具有延展性的稱(chēng)為FeAl相的τ相。并且，在所述合金層的底部的與坯料鋼板的界面形成有軟質(zhì)層。

本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)如下事實(shí)后提出了本發(fā)明，即：形成所述合金層的τ相的組成成分(Si、Cr的含量)很重要，尤其是，τ相以其自身重量％計(jì)含有10％以上的Si、0.2％以上的Cr時(shí)，以在所述整體合金層中的τ相的分率為10％以上的方式分布，并使合金層的厚度在35μm以?xún)?nèi)，由此能夠使沖壓成型時(shí)鍍層的脫落現(xiàn)象最小化。也就是說(shuō)，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：HPF熱處理后所述合金層中的τ相的分率和τ相內(nèi)Si、Cr的含量對(duì)鍍層的沖壓成型性有影響，據(jù)此提出了本發(fā)明。

以下說(shuō)明沖壓成型時(shí)耐粉化性?xún)?yōu)異的本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件。

本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件是指，將在坯料鋼板的表面形成有熔融鍍鋁層的熔融鍍鋁鋼板進(jìn)行熱成型從而制造出的成型構(gòu)件。作為本發(fā)明中的所述坯料鋼板可以采用通常的經(jīng)過(guò)冷軋的冷軋鋼板，也可以利用經(jīng)過(guò)熱軋的熱軋鋼板。

本發(fā)明的構(gòu)成HPF成型構(gòu)件的坯料鋼板以重量％計(jì)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、以及余量Fe和其他雜質(zhì)。以下具體說(shuō)明所述坯料鋼板的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(qiáng)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突特性的充分的強(qiáng)度。另外，如果超過(guò)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?jī)?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(guò)程中向鍍層擴(kuò)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(wú)法得到充分的材質(zhì)均勻化及向鍍層擴(kuò)散的效果，如果超過(guò)1.0％，則因退火中生成在鋼板表面的Si氧化物而無(wú)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(wú)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(qiáng)度。另外，如果其含量超過(guò)1.5％，則鋼板制造費(fèi)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?jī)?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(guò)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(guò)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(lèi)似地在制鋼中以脫氧作用為目的而添加。為了達(dá)到該目的，需要添加0.01％以上的Al，如果其含量超過(guò)0.05％，該效果將會(huì)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(wú)法得到充分的淬透性，如果其含量超過(guò)0.5％，雖然充分確保淬透性，但其特性將會(huì)飽和，導(dǎo)致鋼材制造費(fèi)用上升。因此，在本發(fā)明中，所述Cr的含量?jī)?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(duì)確保淬透性時(shí)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(wú)法期待充分的效果，如果其含量超過(guò)0.05％，則其特性飽和，還導(dǎo)致鋼材制造費(fèi)用的上升。因此，在本發(fā)明中，所述Ti的含量?jī)?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(dá)到所述目的，應(yīng)添加0.001％以上，如果其含量超過(guò)0.005％，則其效果將會(huì)飽和，且使熱軋性顯著降低。因此，在本發(fā)明中，所述B含量?jī)?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(guò)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(qiáng)化元素，具有進(jìn)一步確保高強(qiáng)度的效果。如果Mo和W的添加量之和小于0.001％，則無(wú)法得到充分的淬透性及析出強(qiáng)化效果，如果超過(guò)0.5％，則該效果將會(huì)飽和，還導(dǎo)致制造費(fèi)用的上升。因而，本發(fā)明中的所述Mo+W的含量?jī)?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(qiáng)度、晶粒微細(xì)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(wú)法期待所述的效果，如果其含量之和超過(guò)0.4％，則制造費(fèi)用將會(huì)過(guò)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(guò)生成微細(xì)的Cu析出物來(lái)提高強(qiáng)度的元素，所述Ni是有效提高強(qiáng)度及熱處理性的元素。如果所述成分之和小于0.005％，則無(wú)法得到充分的所期望的強(qiáng)度，如果超過(guò)2.0％，則操作性變差，導(dǎo)致制造費(fèi)用上升。因此，在本發(fā)明中，Cu+Ni的含量?jī)?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(shí)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(shí)防止鍍層的脫落。Sb、Sn及Bi具有類(lèi)似的特性，因此可以混合使用三個(gè)元素，此時(shí)，優(yōu)選使一種以上成分的含量之和在0.03％以下。這是因?yàn)椋绻龀煞值暮恐统^(guò)0.03％，則有可能熱成型時(shí)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(kuò)散層和硬質(zhì)的合金層。另外，所述合金層包括具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(FeAl)。此時(shí)，在本發(fā)明中，所述τ相形成在所述合金層和擴(kuò)散層的邊界、以及所述合金層內(nèi)，并且，形成在所述合金層內(nèi)的τ相，在垂直于鍍層厚度的50％以上的區(qū)域中，呈互相連結(jié)的帶形狀。

本發(fā)明中，優(yōu)選地，在所述合金層，以面積％計(jì)存在10-30％范圍的τ相(FeAl)。如果τ相的面積率小于10％，則鍍層的機(jī)械特性脆弱，沖壓加工時(shí)鍍層的脫落現(xiàn)象變多，如果超過(guò)30％，則焊接特性變差。

另外，本發(fā)明中，優(yōu)選地，所述τ相以自身重量％計(jì)包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr(剩余成分為Al及Fe)。通過(guò)以所述的方式控制所述τ相的組成成分，從而能夠?qū)⒕哂写嘈缘乃龊辖饘拥暮穸瓤刂圃?5μm以下，并能控制τ相的面積分率，因此，能夠提供本發(fā)明中需要的沖壓成型時(shí)耐粉化性?xún)?yōu)異的HPF成型構(gòu)件。

更優(yōu)選地，所述τ相以自身重量％計(jì)包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Al及Fe。

另外，本發(fā)明的所述熔融鍍鋁層中，所述硬質(zhì)的合金層和軟質(zhì)的擴(kuò)散層的厚度比優(yōu)選滿(mǎn)足1.5-3.0。

根據(jù)如上所述的坯料鋼板的鋼組成成分和鍍層的結(jié)構(gòu)，本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件在熱成型時(shí)能夠避免鍍層脫落等缺陷，因而能改善耐粉化性。

接著，針對(duì)在沖壓成型時(shí)耐粉化性?xún)?yōu)異的本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。

首先，本發(fā)明中，準(zhǔn)備具有如上所述的鋼組成成分的鋼板。作為本發(fā)明的所述鋼板可以采用冷軋鋼板，也可以采用熱軋鋼板。

具體而言，作為所述鋼板，可以采用已去除氧化皮(scale)的熱軋鋼板，或者對(duì)所述熱軋板進(jìn)行冷軋后得到的冷軋鋼板。另外，其中，所述冷軋鋼板也包括通過(guò)如下方法得到的鋼板，即：對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行冷軋后，在750-850℃的還原性氣體環(huán)境中進(jìn)行退火熱處理。

接著，以550-850℃的溫度對(duì)本發(fā)明的所述鋼板進(jìn)行加熱后，在熔融鋁鍍?cè)≈薪n，從而進(jìn)行熔融鍍鋁處理。其中，所述熔融鋁鍍?cè)”３?40-680℃，其組成成分以重量％計(jì)包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)。

即，為了進(jìn)行熔融鍍鋁處理，本發(fā)明中將所述鋼板放入加熱爐內(nèi)進(jìn)行加熱，此時(shí)該加熱溫度范圍優(yōu)選控制在550-850℃。其原因在于，如果所述鋼板的加熱溫度小于550℃，則由于與鍍?cè)〉臏囟炔钸^(guò)大而在熔融鍍鋁時(shí)使鍍?cè)囟壤鋮s，有可能導(dǎo)致鍍覆質(zhì)量下降，如果超過(guò)850℃，則設(shè)備有可能因高溫而被劣化。

接著，在保持640-680℃并且組成成分以重量％計(jì)包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)的熔融鋁鍍?cè)≈?，浸漬所述加熱的鋼板并進(jìn)行熔融鍍鋁處理。如果所述鍍?cè)〉臏囟刃∮?40℃，則有可能使均勻形成鍍層厚度的程度下降，如果超過(guò)680℃，則由于高溫導(dǎo)致的侵蝕現(xiàn)象有可能使鍍?cè)】?port)劣化。

另一方面，本發(fā)明的所述熔融鋁鍍?cè)〗M成成分以重量％計(jì)包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的雜質(zhì)。

如果Si含量小于9％，則鍍層形成得不均勻，而且在HPF加熱時(shí)鍍層的τ相形成得不夠完善，因此沖壓時(shí)鍍層有可能被破損。另一方面，如果Si的含量超過(guò)11％，則存在由于鍍?cè)〉娜芙鉁囟壬仙?，需要提高鍍?cè)」芾頊囟鹊膯?wèn)題。

另外，在鍍?cè)≈?，F(xiàn)e在鍍覆過(guò)程中從鋼板溶解于鍍?cè)≈小５?，如果鍍?cè)≈蠪e的含量3％以上，則在鍍?cè)∪菀咨稍蛹碏eAl化合物塊而阻礙鍍覆質(zhì)量，因而需要控制成小于3％。

另一方面，在熔融鍍鋁后，在凝固過(guò)程中決定凝固組織，此時(shí)的凝固組織在HPF加熱過(guò)程中對(duì)合金化和τ相的生成起到重要作用，因此需要控制凝固速度。凝固后，鍍鋁層具有如下組織，即：具有Hv70-100范圍的硬度的Al相和具有Hv800-1000的硬度的FeAlSi三元合金相共存。如果該組織不均勻，則在HPF加熱過(guò)程中使τ相的生成不充分或者不具備連續(xù)性，因此不利于抑制鍍層脆化的現(xiàn)象。

本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，在熔融鍍鋁后，直到鍍層凝固為止的平均冷卻速度在15℃/s以?xún)?nèi)時(shí)，鍍層組織不均勻，但是平均速度在15℃以上時(shí)，在鍍層中心部，將除了Al相以外不存在FeAlSi合金相的區(qū)域控制在平均50μm以?xún)?nèi)。在鍍層中心部，沒(méi)有析出FeAlSi合金相的Al相區(qū)域即使局部地變大，也會(huì)使鍍層的強(qiáng)度不均勻。此時(shí)，在進(jìn)行熱壓之前，解開(kāi)鍍金材料卷或進(jìn)行切斷時(shí)，會(huì)出現(xiàn)鍍層吸附于接觸輥等問(wèn)題，導(dǎo)致作業(yè)變困難。因此，在鍍層中心部的析出FeAlS相的區(qū)域的長(zhǎng)度需要平均在50μm以?xún)?nèi)，最大不超過(guò)100μm。更優(yōu)選地，平均在30μm以?xún)?nèi)，最大不超過(guò)50μm。

為了確保這樣的冷卻速度，優(yōu)選地，從剛剛結(jié)束熔融鍍覆至凝固為止，使用水蒸氣來(lái)進(jìn)行急速冷卻。這是因?yàn)?，如果此時(shí)用水蒸氣以外的金屬片或液滴(liquid droplet)來(lái)直接冷卻鍍層表面，則有可能導(dǎo)致鍍層組織不均勻的現(xiàn)象。

此時(shí)，在本發(fā)明中，通過(guò)所述熔融鍍鋁形成的鍍層厚度優(yōu)選控制在25-35μm以?xún)?nèi)。進(jìn)行熔融鍍鋁處理的結(jié)果，如果鍍層的厚度小于25μm，則鍍層對(duì)構(gòu)件的保護(hù)不夠充分，如果超過(guò)35μm，則加熱后鍍層的機(jī)械特性變脆，從而有可能在鍍層發(fā)生粉化現(xiàn)象。

另外，本發(fā)明中將所述熔融鍍鋁鋼板以880-930℃的溫度進(jìn)行加熱后，保持一定時(shí)間，從而使在該表面形成的熔融鍍鋁層合金化。在本發(fā)明中，需要將所述熔融鍍鋁鋼板加熱至至少880℃以上的溫度。如果鍍覆鋼板的溫度小于880℃，則有可能使鋼組織的奧氏體均勻化降低。另一方面，鋼板的溫度如果超過(guò)930℃，則有可能使鍍層發(fā)生熱劣化。

通過(guò)這樣的加熱處理，所述熔融鍍鋁層被合金化。即，能夠得到由軟質(zhì)的擴(kuò)散層和硬質(zhì)的合金層形成的熔融鍍鋁層，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(FeAl)。

在本發(fā)明中，在所述合金層，優(yōu)選地，以面積％計(jì)存在10-30％范圍的τ相(FeAl)。另外，優(yōu)選地，所述τ相以自身重量％計(jì)包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr(剩余成分為Al及Fe)，更優(yōu)選地，所述τ相以自身重量％計(jì)包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Al及Fe。

而且，在本發(fā)明中，更優(yōu)選地，所述合金化熔融鍍鋁層中所述硬質(zhì)的合金層和軟質(zhì)的擴(kuò)散層的厚度比在1.5-3.0。

另一方面，本發(fā)明中的所述維持時(shí)間優(yōu)選控制在10分鐘以?xún)?nèi)。

接著，在本發(fā)明中，對(duì)所述合金化的熔融鍍鋁鋼板進(jìn)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。即，通過(guò)內(nèi)部被進(jìn)行水冷處理的沖壓成型模具，對(duì)經(jīng)過(guò)合金化處理的鋼板進(jìn)行成型處理，鋼板的溫度變?yōu)?00℃以下后，從模具拿出加工構(gòu)件，并結(jié)束HPF加工。熱壓后，如果鋼板的溫度在300℃以上時(shí)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。

另外，根據(jù)本發(fā)明的一實(shí)施例，在用模具進(jìn)行熱成型之前，還可以包括冷卻所述加熱鋼板的步驟。通過(guò)這種冷卻過(guò)程，使應(yīng)力不集中在鍍層，因此具有能夠抑制用模具進(jìn)行成型時(shí)在鍍層發(fā)生龜裂的效果。但是，本步驟只是為了使本發(fā)明的效果得以極大化而執(zhí)行的，并非是必須執(zhí)行的步驟。

所述冷卻時(shí)，冷卻速度優(yōu)選為20-100℃/s。如果冷卻速度小于20℃/s，則無(wú)法期待冷卻效果，另一方面，如果超過(guò)100℃/s，則由于過(guò)度冷卻，有可能使由熱壓導(dǎo)致的馬氏體相變效果減少。

在進(jìn)行所述冷卻時(shí)，冷卻結(jié)束溫度優(yōu)選為700-780℃。如果冷卻結(jié)束溫度小于700℃，則有可能使由熱壓導(dǎo)致的馬氏體相變效果減少，另一方面，如果超過(guò)780℃，則有可能使由冷卻導(dǎo)致的鍍層龜裂的抑制效果減少。

以下，通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更具體的說(shuō)明。

(實(shí)施例)

首先，準(zhǔn)備組成成分為以重量％計(jì)包含0.227％的C、0.26％的Si、1.18％的Mn、0.014％的P、0.0024％的S、0.035％的Al、0.183％的Cr、0.034％的Ti、0.0023％的B、0.0040％的N，且厚度為1.4mm的冷軋鋼板，之后通過(guò)清洗去除所述冷軋鋼板表面的油分及污染物質(zhì)。

將所述冷軋鋼板加熱至760℃后，將其浸漬在保持660℃的鍍?cè)?，由此在鋼板上形成熔融鍍鋁層。此時(shí)，對(duì)鍍?cè)≈蠥l以外的成分進(jìn)行如下變化并進(jìn)行了評(píng)價(jià)，即：使Si的含量在8-11％范圍內(nèi)變化，使Fe的含量在1.7-2.5％范圍內(nèi)變化。之后，對(duì)如此形成了熔融鍍鋁層的鍍覆鋼板進(jìn)行冷卻，如下表1所示，此時(shí)的冷卻速度，在實(shí)施例1、實(shí)施例2、實(shí)施例3、比較例1及比較例2中分別控制為15℃/s、35℃/s、45℃/s、14℃/s及12℃/s。

接著，如下表1所示，將經(jīng)過(guò)冷卻的所述鍍覆鋼板放入900-930℃的加熱爐中加熱5-6分鐘，之后連續(xù)實(shí)施HPF。此時(shí)，連續(xù)作業(yè)執(zhí)行到從成型構(gòu)件表面的鍍層脫落的殘骸造成的缺陷部變?yōu)閷挾仍?.5mm以上且其數(shù)量為5個(gè)以上為止。

下表1示出了，沖壓成型性評(píng)價(jià)中使用的鍍覆鋼板的制造中采用的鍍?cè)〗M成及鍍層厚度、以及熱處理后的τ相的分率、組成厚度等，另外還簡(jiǎn)略示出了可進(jìn)行連續(xù)作業(yè)的次數(shù)。雖然根據(jù)模具的形狀及材質(zhì)連續(xù)作業(yè)次數(shù)的絕對(duì)值會(huì)變化，但可知：在本實(shí)施例中根據(jù)合金層的結(jié)構(gòu)和組成，連續(xù)作業(yè)次數(shù)的增減明顯變化。

【表1】

*表1中，τ相的分率是指合金層內(nèi)的τ相分率，τ相的組成是指自身重量％(余量Fe)。

如所述表1所示，構(gòu)成合金層的τ相的組成成分中，包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr的實(shí)施例1-3中，合金層厚度均在35μm以下，而且，連續(xù)作業(yè)次數(shù)也均在255以上，表現(xiàn)優(yōu)異。

另一方面，圖1是示出本實(shí)施例1的鍍層剖面的照片。如圖1所示，HPF加工后鍍層由合金層和擴(kuò)散層構(gòu)成，τ相在合金層內(nèi)顯示為深顏色部位。

與此相對(duì)，構(gòu)成合金層的τ相的組成成分中包括10％以下的Si的比較例1-2中，合金層厚度均超過(guò)35μm，而且，連續(xù)作業(yè)次數(shù)均在85以下，表現(xiàn)差。圖2是示出本比較例1的鍍層剖面的組織照片。

以上，參照實(shí)施例進(jìn)行了說(shuō)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(shū)中記載的本發(fā)明思想的范圍內(nèi)，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行多種修改和變更。