快速加热热压用镀铝钢板及其制造方法、以及使用该镀铝钢板的快速加热热压方法

摘要

本发明提供一种热压用镀铝钢板及其制造方法，其解决了一直以来存在的在将镀铝钢板用于热压时，热压前加热时Al熔融的问题，此外，也解决了残留氢导致的延迟破坏问题。另外，本发明还提供使用上述镀铝钢板的快速加热热压方法。本发明的热压用镀铝钢板，可以通过将实施了镀铝的钢板在卷曲状态下置于箱式退火炉中并按照图5所示范围内的保持时间和温度下进行退火，使镀铝层和钢板合金化而制造。此外，本发明的快速加热热压方法的特征在于，从本发明的热压用镀铝钢板上切下坯料；对该坯料进行热压前加热，其中，平均升温速度为40℃/秒以上，并且，在700℃以上的环境中暴露的时间为20秒钟以下；对上述坯料进行热压加工。

说明书

技术领域

本发明涉及快速加热热压用镀铝钢板及其制造方法，以及使用该钢板的快速加热热压方法，所述镀铝钢板在快速加热热压中具有涂覆后的耐腐蚀性和延迟破坏特性，且生产性优异。

背景技术

近年来，期待汽车用钢板的用途(例如，汽车支柱、车门防撞梁、保险杠横梁等)兼具高强度和高成型性的钢板。作为满足需求的钢板之一，有利用残余奥氏体的马氏体相变的TRIP(Transformation Induced Plasticity(相变诱发塑性))钢。由上述TRIP钢可以得到成形性优异且具有1000MPa级左右强度的高强度钢板，由此可以制造上述汽车部件。然而，若使用更高强度，例如1500MPa以上的超高强度钢时，目前难以确保成形性。

鉴于上述状况，近来备受关注的兼顾高强度和高成型性的方法为热压(ホットプレス)法(也被称作热压法(熱間プレス)、烫印法(ホットスタンプ)、模压淬火法、加压淬火法等)。该热压法是将钢板加热至800℃以上的奥氏体区后，通过热压成型来提高高强度钢板的成型性，并在成型后冷却，淬火得到所需要的材质的方法。

热压有望成为超高强度部件的成形方法，但由于通常是在大气中对钢板进行加热，因此在钢板表面会生成氧化物(污垢)。因此，需要有除去该污垢的步骤，而从除去污垢的能耗和环境负荷等观点出发来考虑的对应方案是必要的。

作为改善上述状况的技术，已提出了通过使用镀Al(铝)钢板作为热压用钢板来抑制加热时产生污垢的技术(例如，参考专利文献1～3)。此外，在热压的加热中，会导致镀铝层熔融而发生流挂(垂れ)(镀敷部分熔融流动)，针对此情况，还公开了通过保持在Al(铝)熔点以下的温度来避免流挂的技术(参考专利文献4)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-202953号公报

专利文献2：日本特开2003-181549号公报

专利文献3：日本特开2003-49256号公报

专利文献4：日本特开2003-27203号公报

发明内容

发明要解决的问题

上述专利文献1～3中所述的热压技术的前提是：通过炉加热等使镀Al(铝)层未发生Al-Fe合金化的钢板处于升温速度缓慢的加热条件下。例如，炉加热的情况下，由于平均升温速度为3～5℃/秒，因此从常温加热至900℃左右通常需要180～290秒。这样，可以通过热压法成型的部件的生产性是2～4个/分钟左右，生产性非常低。

在专利文献4中公开的技术中，对于镀铝层未发生Al-Fe合金化的钢板，以大约20℃/秒的较快速度升温。此时，也存在熔融金属流挂的问题。为了解决上述问题，公开的方法是，在熔点以下的温度缓慢升温，在此期间使合金化(镀层和钢板反应，转变为金属间化合物的现象)得以进行，从而使镀层的熔点升高。但在这种情况下，例如对于30μm厚的镀层而言，也需要60秒的缓慢加热，总的加热时间需100秒。因此，从提高生产性的观点来看，尚存在改善的余地。

为了提高热压的生产性，通电加热和感应加热等快速加热是有效的。然而，如专利文献4所述，快速加热会导致流挂的发生，存在镀敷厚度不均的问题。流挂的本质原因在于，加热过程中，镀层在合金化之前熔融。即，可以认为原因在于：如果发生了合金化，则熔点上升，不会发生流挂；但如果快速升温，则在发生合金化之前已达到Al的熔点(660℃)以上，进而导致镀铝层溶解。上述镀敷厚度不均的镀敷钢板在加压时会嵌入或者凝结于模具上，因此大大阻碍了生产性。即，可以通过克服上述流挂现象来达到提高生产性的目的。

还有利用辐射加热的快速加热技术。即，也可以通过对钢板照射诸如近红外线这样的能量密度较高的放射线来实现快速加热。电力加热通常会受到坯料形状的制约，而辐射加热具有很少受到上述制约的优点。但是，利用辐射加热对镀铝钢板进行快速加热时存在的问题是：镀层在熔融时，其表面将成为镜面，导致热吸收效率降低，进而例如导致其升温速度小于非镀敷材料。

此外，使用上述高强度钢板时，必须考虑由氢引起的延迟破坏。延迟破坏本身是高强度钢板共同存在的问题。使用镀铝钢板进行热压时存在的问题是，氢在Al及Al-Fe合金中的扩散系数非常小。即，实施镀铝后，钢中的氢难以逸出，这从延迟破坏的观点考虑，通常是不利的。在镀铝制造时(冷轧后的再结晶退火时)、热压中加热至奥氏体区时、化学转化处理、电沉积涂覆时，氢会被吸留于钢板中。因此，镀铝钢板可能会因局部的应力残留或应力赋予而存在发生延迟破坏的可能性。如上所述，该部件被用作汽车的强度部件，因此即使是发生很小的破裂也是不优选的。通过快速加热工艺加热至奥氏体区时，存在氢吸留受到抑制的趋势，然而在制造镀铝层时，在含有氢的气体氛围中退火是常规制法，因此难以除去残留的氢。

因此，已知在制造镀铝钢板后，如果于600～700℃左右进行长时间退火，则可以将镀铝制造时吸留的氢除去。

然而，如果在保持卷曲状态下退火加热，则存在如下问题：如图1(a)所示，会发生在卷的宽度方向中央部的表面生成粉状附着物、并在其周围产生白色条纹的现象，导致其卷材无法使用。

综上，作为产生延迟破坏的原因的钢板内的氢，包括在制造镀铝钢板时吸留的氢，和在热压前加热钢板时吸留的氢，需要分别采取对策。对于热压前对钢板的加热而言，快速加热是抑制氢吸留的有效手段。

但在热压前的快速加热中，由于Al-Fe合金化较慢，因此存在镀铝部分熔融、产生流挂的问题。解决这一问题，不论从氢吸留的观点考虑，还是从大幅度提高生产性的观点考虑，都是日益重要的课题。另外，对于除去制造镀铝钢板时吸留的氢而言，在制造镀铝钢板后于600～700℃左右温度下进行长时间退火是有效的，然而如果在保持卷曲状态下退火，则会在钢板表面产生品质异常的部分。而从生产性和处理的观点来看，以卷状进行退火是合理的。因此，解决钢板表面的品质异常成为日益重要的课题。

解决问题的方法

本发明者等为了解决上述问题进行了深入的研究，结果发现：制造镀铝钢板后，以卷状进行退火时，只要在特定范围内的退火条件下，则钢板表面不会出现品质异常，并且镀铝部分发生Al-Fe合金化，从而完成了本发明。由此还可以确认：即使在热压前采用快速加热，也可以完全防止镀层的流挂，并且还可以除去钢板中残存的成为延迟破坏原因的氢。同时，通过进行Al-Fe合金化，可使其表面黑色化，进而还可以利用近红外线这样的辐射加热进行快速加热。

本发明的要点如下所述。

(1)一种快速加热热压用镀铝钢板的制造方法，该方法包括，在箱式退火炉中对每单面镀铝附着量为30～100g/m²的镀铝钢板在保持卷曲的状态下进行退火时，以下述的保持时间和退火温度的组合进行退火：

在分别以保持时间和退火温度作为X轴和Y轴、且X轴以对数形式表示的XY平面上，以坐标为(600℃，5小时)、(600℃，200小时)、(630℃，1小时)、(750℃，1小时)、(750℃，4小时)的5个点为顶点的五角形的包含各边在内的内部区域中的保持时间和退火温度的组合。

(2)上述(1)中所述的快速加热热压用镀铝钢板的制造方法，其中，作为上述镀铝钢板的基体材料的钢板成分，以质量％计，含有：

C：0.1～0.4％，

Si：0.01～0.6％，

Mn：0.5～3％，

P：0.005～0.05％，

S：0.002～0.02％，

Al：0.005～0.1％；

还含有选自

Ti：0.01～0.1％，

B：0.0001～0.01％，

Cr：0.01～0.4％中的1种或2种以上；

其余部分包含Fe和不可避免的杂质。

(3)上述(1)或(2)所述的快速加热热压用镀铝钢板的制造方法，其中，在上述镀铝钢板中，附着于表面的镀铝层中含有3～15质量％的Si。

(4)一种快速加热热压用镀铝钢板，其特征在于，在箱式退火炉中对每单面镀铝附着量为30～100g/m²的镀铝钢板在保持卷曲的状态下进行退火时，以下述的保持时间和退火温度的组合进行退火：

在分别以保持时间和退火温度作为X轴和Y轴、且X轴以对数形式表示的XY平面上，以坐标为(600℃，5小时)、(600℃，200小时)、(630℃，1小时)、(750℃，1小时)、(750℃，4小时)的5个点为顶点的五角形的包含各边在内的内部区域中的保持时间和退火温度的组合。

(5)上述(4)所述的快速加热热压用镀铝钢板，其特征在于，作为上述镀铝钢板的基体材料的钢板成分，以质量％计，含有：

C：0.1～0.4％，

Si：0.01～0.6％，

Mn：0.5～3％，

P：0.005～0.05％，

S：0.002～0.02％，

Al：0.005～0.1％；

还含有选自

Ti：0.01～0.1％，

B：0.0001～0.01％，

Cr：0.01～0.4％中的1种或2种以上；

其余部分包含Fe和不可避免的杂质。

(6)上述(4)或(5)所述的快速加热热压用镀铝钢板，其中，上述镀铝钢板表面的L*值为10～60。

(7)上述(4)～(6)中任一项所述的快速加热热压用镀铝钢板，其中，在上述镀铝钢板中，附着于表面的镀铝层中含有3～15质量％的Si。

(8)上述(4)～(7)中任一项所述的快速加热热压用镀铝钢板，其中，在上述镀铝钢板中，作为基体材料的钢板的表面具有换算成Al浓度为40～70质量％的Al-Fe合金层。

(9)一种快速加热热压方法，其包括：

从上述(4)～(8)中任一项所述的镀铝钢板上切下加压加工用坯料，

对该坯料进行热压前加热时，在平均升温速度为40℃/秒以上，以及在700℃以上的环境中暴露的时间为20秒钟以下的条件下进行加热，并对上述坯料进行热压加工。

发明效果

根据本发明，通过使热压用镀铝钢板直至表面发生Al-Fe合金化，不仅可以在热压前对钢板进行快速加热时杜绝流挂的产生，而且可以降低延迟破坏的风险。进一步地，通过采用快速加热，可以提高热压的生产性。

此外，还发现了附加效果。通电加热时虽然可以实现部分加热，但是难以对与电极相接的部位进行加热。使用传统的未经合金化的镀铝钢板时，必须将未加热的部分切除，但根据本发明，则没有切除的必要。另外，通过使镀铝部分发生Al-Fe合金化，可提高点焊性，因此不需要频繁研磨点焊的电极。对于涂覆后的耐腐蚀性，由于涂膜不易发生膨胀，因此根据本发明，可以直接使用其未加热的部位未经过淬火的产品。

附图说明

图1示出了镀铝钢板在保持卷曲的状态下于550℃经过箱式退火后的外观状况及其机理。

图1(a)以照片形式示出了在箱式退火后产生的镀铝钢板表面异常的典型例子。

图1(b)是概念图，用于说明所述表面异常的机理。

图1(c)是概念图，用于说明经退火得到的理想的镀铝层的合金化。

图2为光学显微镜照片，示出了镀铝钢板经加热合金化之后，其截面组织构造的一般例子。由此确认到：在镀敷钢板表层部分具有1～5层的层结构。

图3是说明图，示出了Al-Fe的二元体系状态图。

图4为光学显微镜照片，示出了本发明涉及的包覆层的截面组织构造的一个例子。

图5示出了本发明的箱式退火的适宜退火条件的范围。

符号说明

1    镀铝钢板

2    箱式退火后的健全(健全)部分(合金化部分)

3    箱式退火后的表面异常部分(剥离部分)

4    箱式退火后的表面异常部分(粉状物附着部分)

10   作为镀铝钢板的基体材料的钢板

11   Al-Fe合金层

12   镀铝层(Al-Si镀层)

13    Si

14    AlN

发明的具体实施方式

以下结合附图对本发明的优选实施方式进行详细说明。

[本发明的生产性及延迟破坏特性优异的热压方法的概要]

如上所述，上述专利文献1～3中所述的技术，是需要加热约200秒以上的低生产性的方法。为了提高热压的生产性而实施通电加热等快速加热时，还会产生如专利文献4所述的钢板表面熔融的镀层流挂的问题。在此，针对使用电力进行加热的方法中发生的流挂进行说明。高频加热、通电加热均为使电流流过钢板，利用钢板的电阻放热进行加热的方法。但是，电流在钢板中流动时会产生磁场，从而会在电流与磁场之间产生相互作用力。在该相互作用力作用下发生熔融的金属会发生移动。加热方法不同，电流方向各异，因此不可一概而论，可能出现钢板中央部变厚的情况，或相反地，出现钢板的端部变厚的情况。此外，还包括在将坯料纵向放置时，在重力作用下坯料下部的镀敷变厚的情况。

本发明者等经研究发现，为了防止镀层的流挂，可以减少镀敷附着量。例如，已得到了下述实验例：在使用镀铝钢板，以50℃/秒以上的升温速度升温至900～1200℃的情况下，镀敷附着量为单面30g/m²时，不发生镀层的流挂，可获得平滑的表面；而镀敷附着量为单面60g/m²时，会发生镀层的流挂。另一方面，为防止镀层流挂而减少镀敷附着量时，不能充分确保涂覆后的耐腐蚀性。即，提高生产性和确保耐腐蚀性之间存在折衷(trade-off)关系，因此，目前尚未获得兼具优异的耐腐蚀性和优异的生产性的快速加热热压用镀铝钢板。

于是，本发明者等为了得到兼具优异的耐腐蚀性和优异的生产性的快速加热热压用镀铝钢板而进行了深入研究，结果发现，进行Al-Fe合金化直至表面的方法是有效的。另外，为了得到优异的涂覆后的耐腐蚀性，需要一定量以上的附着量。

为了使镀铝钢板发生合金化直至表面，需要进行加热。到目前为止，通过实施用于热压的加热，可使合金化顺利进行，因此预测可通过对镀铝钢板的卷材进行加热来实现合金化。但是，通过对镀铝钢板的卷材进行加热来实现合金化，比预想要困难得多。作为用于热压的加热，是在将卷材冲割后，置于炉内进行加热。或者，可使用通电、高频等手段进行加热，但上述任意方法均是对经过冲割后的钢板单独加热。而与此相比，在保持卷曲的状态下进行加热时，是在钢板之间相叠合的状态下进行的加热。在上述状态下进行加热时，会出现下述现象。

图1示出了该现象。图1(a)示出了于大气的气体氛围中、在箱式退火炉内尝试对镀铝钢板的卷材进行加热、合金化时产生的表面异常。此时的镀层组成为Al-约10％Si，该组成的熔点约为600℃。由于在熔点以上进行加热时，熔融的镀层之间存在发生熔接的可能性，因此，在退火温度550℃保持了约48小时。然后，将其从退火炉中取出，观察其表面，发现镀铝钢板1的外缘部分是没有异常的通常的健全部分2，而在钢板的宽度方向上1/3左右处，观察到了白色条纹的条带。其是部分镀铝发生了剥离的部分3。另外，在钢板的宽度方向中央部分的表面上还观察到了附着粉状物的部分4。

这一现象在于箱式退火炉内保持卷曲状态进行退火时出现。而在相同的退火条件下以钢板作为切割板进行单独加热时也不会出现该现象，该现象是在卷状态、即钢板之间密合地叠合的状态下进行加热时出现的现象。已知粉状物附着部分4的粉状物是AlN。另一方面，确认到：剥离部分3的剥离部位是未经合金化的镀铝层，在镀铝层12和Al-Fe合金层11的界面处产生了AlN 14，所述AlN 14抑制合金化。图1(b)示出了这一机理。镀铝钢板包括：在作为基体材料的钢板10上形成较薄的Al-Fe合金层11，并在该Al-Fe合金层11上具有含有Si 13的镀铝层12(左端的图)。一旦进行退火，则在合金层11和镀铝层12的界面处开始生成AlN 14(左起第2图)。于是，AlN 14在合金层11和镀铝层12的界面处成长(左起第3图)。继续保持退火时，这是则AlN 14成长，而镀铝层变薄、发生部分剥离(左起第4图)。可认为，形成了剥离部分3。AlN 14的成长继续进行，镀铝层13发生局部剥离，可以认为，观察到的粉状为AlN层14的凹凸(右端的图)。这是粉状物附着部分4。

上述现象的产生原因可判断为：大气中的氮与镀层的Al反应而生成AlN。而受到大气中氧的影响，端部难以生成AlN，而在卷曲状态下，氧不会影响到宽度方向的中心部分。需要说明的是，N来源于气体氛围中的氮气，而AlN从Al-Si镀层与合金层的界面处开始形成。可以推测，这是由于氮气透过Al-Si，合金层对于AlN的生成起到了一定的催化作用。

可以推测：一旦成为卷曲状态，则镀铝层13中的氮(N)无法向外扩散，因此沿着钢板宽度方向的中心发生镀铝层的剥离。理想的情况如图1(c)所示，作为基体材料的钢板10的镀铝层12全部转变为Al-Fe合金层11。图1(a)的钢板外缘部分的健全部分2也被确认为充分发生了上述合金化的部分。

基于上述见解，在不含氮的氢中以相同的温度、时间条件进行了退火，但在氢中仍确认到了合金化受到抑制的未合金化的Al的剥离。其原因在现阶段还不明确，但存在生成氢化铝化合物从而阻碍合金化的可能性。因此，在大气、氮气、氢气的任意气体氛围中，以卷曲状态进行退火时，均会在钢板表面发生镀层剥离或粉状物附着、或者既发生镀层剥离又发生粉状物附着，无法实现健全的合金化。虽然已想到如果在大气中进行诸如松卷退火则可以实现合金化，但是需要专用的设备，是成本非常高昂的工艺，因而不现实。

本发明的重点在于，选择能够在不引起上述现象的情况下进行退火的条件。关键因素为退火时的保持温度，已发现，在550℃左右退火时生成AlN，而在600℃退火时可抑制AlN的生成。另一方面，由于该温度范围在Al的熔点以上，因此存在熔融的Al发生熔接的隐患，而在750℃以下则不会引起熔接，可以实现健全的合金层。此时，Al与N或Fe形成反应物，因而AlN的生成、和Al与Fe的合金化反应相互竞争，在低于600℃时优先生成AlN，而在600℃以上则优先发生Al与Fe的合金化反应。

从脱氢处理的观点考虑，在上述温度范围进行退火具有重要意义。温度过高，则钢中的氢的固溶极限上升，脱氢效果变小，此外，温度过低，则氢无法充分向体系外部扩散。通过在600～700℃退火，可以释放出在镀铝步骤中吸留的氢，导致有利于延迟破坏的扩散性氢的量变得极低。可以推测，通过在600℃以上的镀层发生熔融的温度下进行加热，可促进氢的扩散。

基于上述见解，优选的条件为600～750℃，且优选在大气氛围中进行加热退火。通过使温度在600℃以上，可以抑制AlN的生成，因此气体氛围不一定必须为大气，也可以是氮气气体氛围，然而即使在该温度下，表面也会生成若干量的AlN，因而优选大气气体氛围。即使在氮气气体氛围中，也优选露点在-10℃以上。

[本发明的生产性和延迟破坏特性优异的热压方法的构成]

(镀铝材料的一般的合金层结构)

参照图2，对通过加热镀铝钢板得到的一般合金层的构造加以说明。需要说明的是，图2是光学显微镜照片，示出了镀铝钢板经加热合金化后，其截面组织构造的一般例子。

热压前的镀铝钢板的镀层，从表层开始由Al-Si层和AlFeSi合金层构成。该镀层通过在热压步骤中被加热至900℃左右，其Al-Si和钢板中的Fe发生相互扩散，从而整体上转变为Al-Fe化合物。此时，在Al-Fe化合物中还部分地生成含有Si的相。

这里，如图2所示，镀铝钢板经加热合金化后的Al-Fe合金层通常大多为5层结构。在图2中，自镀敷钢板表面开始，这5层依次被表示为1层～5层。其组成如下：第1层中的Al浓度约为50质量％，第2层中的Al浓度约为30质量％，第3层中的Al浓度约为50质量％，第4层中的Al浓度约为15～30质量％，第5层中的Al浓度约为1～15质量％。其余部分为Fe和Si。有时还会在第4层和第5层的界面附近观察到空隙的生成。上述合金层的耐腐蚀性基本上依赖于Al的含量，Al的含量越高，则耐腐蚀性越优异。因此，第1层、第3层的耐腐蚀性最为优异。需要说明的是，第5层的下部组织是钢基底(鋼素地)，是以马氏体为主体的淬火组织。

图3示出了Al-Fe的二元体系状态图。参照图3可以判断：第1层、第3层以Fe₂Al₅、FeAl₂为主成分，第4层、第5层分别与FeAl和αFe相对应。此外，第2层是不能由Al-Fe的二元体系状态图得到说明的含有Si的层，因此，其详细组成还不明确。本发明者等推测其为微细地掺杂有FeAl₂和Al-Fe-Si化合物的层。

(本发明的生产性和延迟破坏特性优异的热压方法中所使用的镀敷钢板的合金层结构)

接下来，针对利用通电加热法以50℃/秒的升温速度将本发明的在箱式退火炉中经过合金化的热压用镀敷钢板升温至900℃后，立刻进行模具淬火后的试样的合金层(以下称其为“包覆层”)结构进行说明。

作为典型的加热后的状态，经过箱式退火后以30℃/秒加热至900℃时包覆层的状态示于图4中。如图4所示，未示出5层结构。Al浓度为40质量％～70质量％的Al-Fe合金层部分占截面60％以上的面积率。推测这归因于箱式退火的温度较低，并且随后进行的快速加热导致Fe向镀铝层的扩散量较少。

由此，可确认其相比于现有技术的涂覆后耐腐蚀性的提高效果。对于传统的合金层、即图2所示的5层结构的情况，最表面层的电位最低，因此更容易优先受到腐蚀。该情况下，涂膜膨胀的宽度对应于最表面层的腐蚀量。此时，即使腐蚀量较少，由于仅最表面层受到腐蚀，因此腐蚀面积容易变大。换言之，比较容易发生涂膜膨胀。与此相对，本发明的合金层、即图4所示结构的情况下，未显示出明确的层结构，因此推测腐蚀会发展至整个合金层。此时，在与5层结构相同的腐蚀量的情况下，很难使沿板厚度方向发展的部分沿钢板的表面方向(宽度方向和长度方向)进行。这样一来，涂膜膨胀的宽度减小。

以下，针对制造上述热压用镀敷钢板时使用的镀铝钢板的构造进行详细说明。

(钢板)

热压是使利用模具的加压和淬火同时进行的方法，因此，必须使用容易淬火的成分作为本发明的快速加热热压用镀敷钢板。具体而言，作为钢板中的钢成分，以质量％计，优选含有C：0.1～0.4％，Si：0.01～0.6％，Mn：0.5～3％，P：0.005～0.05％，S：0.002～0.02％，Al：0.005～0.1％，并含有选自Ti：0.01～0.1％，B：0.0001～0.01％，Cr：0.01～0.4％中的1种或2种以上。

就C量而言，从提高淬火性的观点考虑，优选为0.1％以上；此外，若C量过多，则钢板的韧性显著降低，因此优选C量为0.4质量％以下。

若添加的Si量超过0.6％，则镀铝性降低；不足0.01％，则疲劳特性变差，因此不优选。

Mn是有利于淬火性的元素，其有效添加量为0.5％以上，但从淬火后韧性降低的观点来看，不优选超过3％。

Ti为提高镀铝后耐热性的元素，其有效添加量为0.01％以上，但如果过量添加，则会与C、N反应而导致钢板强度降低，因此不优选超过0.1％。

B是有利于淬火性的元素，其有效添加量为0.0001％以上，但如果超过0.01％，则存在加热时破裂的隐患，因此不优选超过0.01％。

Cr是强化元素，同时还能够有效提高淬火性。但是，低于0.01％则难以获得上述效果。且即使含量超过0.4％，在该温度范围内的退火效果也已达到饱和。因此上限为0.4％。

添加过量的P会导致钢板显示脆性，因此优选在0.05％以下。但是，从纯化过程中不易除去、以及经济性的观点考虑，P的合理下限浓度为0.005％。

S是以MnS形式存在于钢中的夹杂物，若MnS含量多，则会成为破坏的起点，阻碍延展性和韧性，因此优选在0.02％以下。与P相同，从纯化过程的经济观点来看，将下限浓度设定为0.005％。

Al是阻碍镀敷性的元素，因此优选0.1％以下。与P、S相同，从纯化过程的经济观点来看，将下限浓度设定为0.005％。

此外，作为钢中的其它成分，还可以含有N、Mo、Nb、Ni、Cu、V、Sn、Sb等。以质量％计，它们的含量通常为，N：0.01％以下，Ni：0.05％以下，Cu：0.05％以下。

(镀铝)

本发明涉及的对钢板镀铝的方法没有特别限定，可以使用熔融镀敷法，电镀法，真空蒸镀法，包覆法等。目前工业上最为普及的是熔融镀敷法，通常使用Al中含有3质量％～15质量％Si的物质作为镀敷浴。其中会混入不可避免的杂质如Fe等。作为除此以外的添加元素，可以含有Mn、Cr、Mg、Ti、Zn、Sb、Sn、Cu、Ni、Co、In、Bi、稀土金属混合物等。添加Zn、Mg可以有效地使得铁锈难以生成，但如果过量添加蒸汽压较高的上述元素，则会引发下述问题：产生Zn、Mg的烟，表面生成由Zn、Mg引起的粉末状物质等。因此不优选添加60质量％以上的Zn、10质量％以上的Mg。

此外，本发明中，对于镀铝的镀敷前处理、后处理等没有特别限定。作为镀敷前处理，可以采用Ni、Cu、Fe预镀敷等。此外，作为镀敷后处理，可以施以后处理被膜来达到一次防锈、润滑性的目的。这种情况下，优选非铬酸盐的被膜，此外，由于在镀敷后要进行加热，因此不优选厚的树脂类包覆。含有ZnO的处理对于提高热压时的润滑性有效，因此也可以实施这样的处理。

Al-Fe合金层的厚度优选为10～45μm。Al-Fe合金层的厚度只要为10μm以上时，则在热压中的加热步骤以后，可以确保充分的涂覆后的耐腐蚀性。厚度越大，越有利于耐腐蚀性优异，但另一方面，镀铝层的厚度与Al-Fe合金层的厚度之和越大，则在加热步骤中生成的包覆层在加工时越容易脱落，因此包覆层的厚度优选为45μm以下。需要说明的是，镀铝的每单面附着量超过100g/m²的情况下，即使进行上述的Al-Fe合金化，也无法防止在加热压时镀层剥离并凝结在模具上，会在压制品上产生压痕，因此必须避免这种情况。

此外，作为表面的色调，要测量基于JIS-Z8729的L*值，该L*值优选为10～60。原因在于直至表面合金化时，会使得明亮度降低。明亮度降低，则黑化的表面特别适合辐射加热，可以通过近红外线加热来实现50℃/秒以上的升温速度。L*值超过60，则说明表面残存未发生合金化的Al，辐射加热时加热速度会降低，因此不优选。在任意合金化条件下，L*值都不会降至10以下，因此以10为下限值。

[本发明中使用的热压用镀敷钢板的制造方法]

本发明涉及的热压用镀敷钢板可通过下述方法制造：作为钢成分，在上述成分的钢上以30～100g/m²以下的附着量实施镀铝，再对经过镀敷后的镀铝钢板进行合金化处理。通过合金化处理，镀铝层与母体材料中的Fe发生合金化，成为Al-Fe合金层。

此外，上述合金化处理是在镀铝后对镀铝层进行合金化的处理，优选于镀铝后在箱式炉内对卷材进行退火(箱式退火)的方法。在进行合金化处理时，通过对退火条件，即升温速度、板的峰值温度、冷却速度等诸条件进行调整，可以实现对镀铝层厚度的控制。

作为此时的条件，在分别以保持时间和温度作为X轴和Y轴、且X轴以对数形式表示时，优选在以坐标为(600℃，5小时)、(600℃，200小时)、(630℃，1小时)、(750℃，1小时)、(750℃，4小时)这5个点为顶点的五角形的包含各边在内的内部区域中的保持时间和退火温度的组合条件下进行退火。该条件如图5所示。

上述的设定理由如下所述。首先，如上所述，温度下限600℃是不生成AlN而使镀铝发生合金化的必须条件。镀铝退火时，镀层中的Al可以与钢板中的Fe以及大气中的N反应，其是竞争反应。低于600℃的温度下，主要生成AlN，其结果将会抑制Al和Fe的反应。而在600℃以上时，Al-Fe反应占优势，可抑制AlN的生成。产生上述结果的理由可解释为，各个反应对温度的依赖性不同。

此外，温度上限为750℃，这对于在以卷曲状态退火时抑制Al之间的熔接是必要的。即，超过750℃的高温下，熔融的Al之间一旦发生接触则容易发生接合，难以使卷曲展开。而通过使退火温度为750℃以下，则可以抑制熔接，从而得到实现了合金化的卷材。此外，为了使箱式退火时钢中的氢得以降低，必须使退火温度为750℃以下。

以下，就退火时间而言，下限为1小时。原因在于箱式退火时，保持时间为1小时以下时无法实现稳定的退火。

(600℃，5小时)、(630℃，1小时)的连线基本对应于可合金化至表面的条件。

(600℃，200小时)、(750℃，4小时)的连线基本对应于可获得良好的涂覆后耐腐蚀性的线。

在图5中，越靠近右上方，则代表可在高温、长时间下保持，合金化越能够得以进行。作为合金化程度，如果未实现直至表面的合金化，则辐射加热时升温速度降低，并且，通电加热等时会发生流挂。此外，如果过度合金化，则表面的Al浓度降低，存在涂覆后耐腐蚀性降低的趋势。为了确保与现有的耐腐蚀材料GA(熔融锌合金化镀敷钢板)具有等同的涂覆后耐腐蚀性，优选在(600℃，200小时)、(750℃，4小时)的连线的左侧(低温、短时间一侧)的条件下进行退火。

需要说明的是，箱式退火条件还受到镀敷附着量的影响，镀敷附着量少时，则在低温下即可实现直至表面的合金化，附着量多时，则需要高温或者长时间的条件。

(热压方法)

需要说明的是，对于按照上述方法制得的镀铝钢板，在随后的热压步骤中，优选以40℃/秒以上的平均升温速度进行快速加热。在传统的电炉内进行加热时，其平均升温速度为4～5℃/秒。本发明提供生产性和延迟破坏特性优异的热压方法，因此，可通过使平均升温速度为40℃/秒以上，将升温过程的时间降至20秒以下，达到现有技术的1/5以下。另外，通过尽可能地缩短加热至700℃以上的时间，可以抑制在此期间氢在钢板中的吸留。对于此时的加热方法没有特别限定。利用辐射加热进行加热的情况下，在1300℃左右的高温炉中快速升温后，将坯料转移至900℃左右的炉中，由此可以实现快速加热，由于合金化后，表面的放射率变高，因此可通过采用近红外线方式的加热方式，来实现50℃/秒左右的升温速度。

此外，为了实现70℃/秒～100℃/秒左右的更高的升温速度，更优选采用通电加热或高频感应加热等电加热方式。升温速度的上限没有特别限定，但在采用上述的通电加热或高频感应加热等加热方式时，从其装置的性能角度出发，其上限为300℃/秒左右。

将在700℃以上的暴露时间控制为20秒以下，对于在热压中加热至奥氏体区时将氢的吸留量控制在最低程度是重要的。为了避免将箱式退火时除去的氢的再次吸入，优选尽可能缩短时间。这里，规定加热至700℃以上的时间的原因在于，对于热压用钢成分而言，该温度基本与其Ac1变态点相当，奥氏体区的氢的吸留变得活跃。

此外，在该加热步骤中，优选设定板的峰值温度为850℃以上。设定板的峰值温度为该温度，是为了将钢板加热至奥氏体区。

热压后的钢板经过熔接、化学转化处理、电沉积涂覆等，制得最终产品。通常多采用阳离子电沉积涂覆，其膜厚为1～30μm左右。实施电沉积涂覆以后，有时还施予中涂层(中塗り)和上涂层(上塗り)等涂覆。

实施例1

以下将结合实施例对本发明做进一步具体地说明。

使用经过常规的热轧步骤和冷轧步骤的表1所示钢成分的冷轧钢板(板厚1.2mm)为材料，进行了熔融镀铝。作为熔融镀铝，采用了无氧化炉-还原炉型的管路，在镀敷后通过气体摩擦接触法(gas wiping method)将单面镀敷附着量调节为20～100g/m²，然后进行冷却。此时的镀敷浴组成为Al-9％Si-2％Fe。浴中的Fe来自浴中的镀敷设备及钢带，不可避免地被引入。镀敷外观良好，未出现不镀敷等。

然后，对该钢板在卷曲状态下进行了箱式退火。箱式退火的条件设定为大气气体氛围、540～780℃以及1～100小时。退火后，从卷曲状态的镀铝钢板上切割坯料(从卷曲状钢板上切下用于加压加工所需尺寸的钢板)，作为试样。

对上述制得的试样的特性进行了评价。作为热压相当条件下的加热，在大气中将尺寸为200×200mm的试验片加热至900℃以上，在大气中冷却至约700℃，然后，在厚度为50mm的模具之间压延，由此进行了快速冷却。此时，模具之间的冷却速度约为150℃/秒。需要说明的是，为了考察加热速度的影响，使用通电加热、近红外线加热、高频加热等3类方法作为加热方法。作为此时的升温速度，通电加热时约为60℃/秒，近红外线加热时约为45℃/秒，电炉辐射加热时约为5℃/秒。

[表1]试样材料的钢成分(质量％)

  C  Si  Mn  P  S  Al  N  Ti  Cr  B  0.22  0.21  1.22  0.02  0.004  0.027  0.003  0.02  0.12  0.0034

对上述试样的涂覆后的耐腐蚀性进行了评价。此外，对于加热后的钢板，为了评价流挂导致的镀敷厚度的不均匀性，对加热前后的板厚度的变化进行了测定。

按照下述方法进行了涂覆后的耐腐蚀性评价。首先，使用日本帕卡濑精(Parkerizing)(株)制造的化学转化处理液PB-SX35T实施了化学转化处理，然后，以约20μm的厚度涂覆日本Paint(株)制造的阳离子电沉积涂料powernix110。然后，使用刀具在涂膜上切出交叉锉口，重复进行180个循环(60天)汽车技术会规定的复合腐蚀试验(JASO M610-92)，测定交叉锉口产生的膨胀宽度(单面最大膨胀宽度)。此时，GA(单面附着量45g/m²)的膨胀宽度为5mm。因此，如果膨胀宽度在5mm以下，则可判断其涂覆后的耐腐蚀性良好。该膨胀宽度值记载于表2的涂覆后的耐腐蚀性一栏。表2中记载为“-”的部分，表示由于发生流挂而产生局部镀敷，因此无法进行耐腐蚀性评价。

按照下述方法进行了延迟破坏特性的评价。淬火后，在常温下使用油压机钻出直径为10mm的贯穿孔。此时，将其间隙设定为10％。穿孔后放置7天，然后使用电子显微镜进行观察，来判断穿孔部位是否有破裂。将发生破裂者标记为×，未发生破裂者标记为○。

关于合金化，直至表面发生了合金化者标记为○，未发生合金化者(未合金化)标记为×。对于部分合金化者，确认到了部分剥离及粉状物附着者标记为×(一部分)。此外，发生了合金化但发生熔接，致使不能由卷曲状态展开者标记为○(熔接)。

将加热条件、组织以及特性评价结果归纳于表2。

附着量过低，虽不会发生流挂，但无法得到充分的涂覆后的耐腐蚀性(编号1)。若箱式退火条件未能实现直至表面的合金化(编号17、26)，则表示表面的L*值高，残留有Al。此时，发生流挂，板厚局部达到0.2mm左右的厚度，无法评价耐腐蚀性。此外，已确认到：若箱式退火的温度过高，则卷材熔接(编号14、34)，另一方面，若温度过低，则导致生成上述的AlN，表面的镀层剥离、粉状物附着(编号6、7、8、9、10、32)。在保持时间过长的条件下(编号15、16、30)，在箱式退火中，合金化过度进行，确认到涂覆后的耐腐蚀性降低。编号18～20是增大了高温条件下的保持时间的情况，但如果在700℃以上的暴露时间为20秒以上，则认为在此期间会引起氢的吸留，已确认到穿孔部出现了延迟破坏。此外，未实施箱式退火的情况下(编号21)，发生流挂，还发生了延迟破坏。另一方面，在与附着量相对应的条件下进行加热的水平下，直至表面发生了合金化，涂覆后的耐腐蚀性良好，未发现板厚度的变化。

实施例2

按照与实施例1相同的要点，对具有表3所示的各种钢成分的冷轧钢板(板厚1.2mm)实施了熔融镀铝。使镀敷附着量为单面60g/m²。使用箱式退火，在620℃下对这些镀铝钢板进行了8小时加热。

然后，通过通电加热以60℃/秒的平均升温速度加热至900℃的到达温度，接着，进行了模具淬火。测定淬火后的硬度(维氏硬度(vickers hardness)，负载10kg)，结果如表3所示。可知，若钢中的C量低，则淬火后的硬度降低，因此C量优选在0.10质量％以上。需要说明的是，此时，所有的试验片均未发生流挂。

[表3]试样材料的钢成分(质量％)

  C  Si  Mn  P  S  Al  N  Ti  Cr  B  Hv  A  0.02  0.19  1.21  0.02  0.004  0.023  0.003  0.02  0.13  0.0030  260  B  0.10  0.20  1.21  0.02  0.005  0.021  0.003  0.02  0.13  0.0033  390  C  0.15  0.20  1.21  0.02  0.005  0.023  0.002  0.02  0.13  0.0031  440

实施例3

按照与实施例1相同的方法，对具有表1所示的钢成分的冷轧钢板(板厚1.6mm)，以单面80g/m²实施了镀铝。然后，向ZnO微粒悬浮液(CI化成(株)公司制造的nanotek slurry)中添加相对于ZnO的重量比为20％的水溶性丙烯酸树脂，并以按Zn量计为1g/m²的目标量涂布所得溶液，然后，于80℃进行干燥。使用该材料在630℃、保持7小时的箱式退火条件下进行退火，使其直至表面发生合金化。此时的L*值是52。

使用该试样，通过通电加热法升温至900℃，不经过保持时间，在模具中快速冷却。此时的平均升温速度为60℃/秒。按照与实施例1相同的方法对由此制造的材料的涂覆后耐腐蚀性进行了评价，其膨胀宽度为1mm。与该条件基本相同的条件对应于表2的编号4，而与此相比却显示了极其优异的耐腐蚀性。由此认为，通过在镀铝表面实施含有ZnO的处理，可以谋求进一步提高涂覆后的耐腐蚀性。

实施例4

在表2的编号11条件下从经过合金化的卷材上切下200×500mm的坯料，并利用通电加热法，在长度方向的两端压合电极并进行了加热。此时的条件也与表2的编号11相同。切下该试样中与电极接触的部位，测定其断面硬度，结果发现，在Hv220下未淬火。按照实施例1所示的方法对该部位的涂覆后的耐腐蚀性进行了评价，结果显示，其膨胀宽度为2mm，极其良好。关于点焊性，也是在铬铜制DR电极(顶端直径6mm)、加压400kgf以及电流7kA的条件下各熔接500点，通过截面显微镜观察确认了其熔点直径的变化。评价焊点直径在4.4mm以下的打点数目，结果显示，为5000点以上。

然后，在相同的条件下，使用表2的编号21，即未经退火的镀铝钢板进行通电加热，对与电极接触部位的涂覆后的耐腐蚀性和点焊性进行了评价。结果，其膨胀宽度为21mm，打点数目为1000点以下。

由上述结果可以确认，在快速加热时，电极接触部位的特性因发生了合金化而得到大幅提高。

以上结合附图对本发明的优选实施方式进行了详细的说明，当然本发明并不限定于上述例子。应该理解的是，本领域技术人员在权利要求记载的范围内可以想到各种变更例或者修正例，当然这些变更例或者修正例也属于本发明的技术范围。

工业实用性

如上所述，本发明解决了现有技术中存在的下述问题，即，在将镀铝钢板用于热压时，由于Al-Fe合金化不充分而导致的Al熔融问题(流挂问题)、和在卷曲状态下退火时产生的钢板表面异常问题。进一步，由于本发明具有除去吸留的氢的效果，因此还解决了在将镀铝钢板用于热压时成为问题点的残留氢引起的延迟破坏问题。

由此，本发明提高了镀铝钢板在热压中的使用可能性，不仅是钢板制造，还可广泛应用于以汽车材料为首的各种产业机械领域的使用，可以确信其对于技术发展的贡献。