冲压成型时耐粉化性优异的HPF成型构件及其制造方法与流程

本发明涉及一种在表面具有镀铝层的HPF成型构件的制造，更详细而言，涉及一种使冲压成型时镀层的破坏及粉化最小化，从而在冲压成型时具有优异的耐粉化性的HPF成型构件及其制造方法。

背景技术：

通常，在以Al为基本元素的镀浴中浸渍淬火性高的钢板而进行镀覆处理，从而制造镀铝HPF(HOT PRESS FORMING：热压成型钢)用钢板，接着对在表面具有镀铝层的镀铝钢板进行热压处理，从而广泛地应用于形状复杂且强度在1300MPa以上的汽车构件的制造。

然而，在HPF热处理过程中所述镀层具有如下结构：将包含由FeAl或Fe₂Al₅等组成的金属间化合物的合金层作为上层，将由80-95重量％的Fe(以下，钢成分均为重量％)构成的扩散层作为底层。但是，所述镀层中上部的合金层与扩散层相比具有较大脆性，因此在冲压成型时从镀层脱落而吸附于冲压面，从而存在难以进行连续的冲压成型的缺点。

即，如果将Al镀覆材料通常在900-930℃的加热炉中进行加热并冲压成型，则在表面摩擦严重的部位会发生镀层脱落的现象，此时所述部位中合金层的整体或局部将会脱落，从而导致被脱落的镀层粘贴在冲压模具表面的问题。

因而，需要开发一种克服所述问题并具有优异的冲压成型性的HPF成型构件。

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明是为解决上述问题而提出的，特别是，其目的在于提供如下的HPF成型构件，即：通过使合金层的厚度和镀层内τ相的分率及Si、Cr的含量最佳，能够使在冲压成型时镀层脱落而吸附在模具表面的现象最小化。

另外，本发明的目的在于，提供所述HPF成型构件的制造方法。

但是，本发明要解决的问题不限于上述提及的课题，本发明的技术领域人员可以通过以下记载内容会明确理解没有提及的其他问题。

解决问题的手段

为达到所述目的的本发明提供一种冲压成型时耐粉化性优异的HPF成型构件，在坯料钢板的表面形成有包含Al的熔融镀层的HPF成型构件中，其特征在于，

所述坯料钢板以重量％计包含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及其他杂质，

所述熔融镀层由软质的扩散层和硬质的合金层构成，

在所述合金层，以面积％计存在10-30％范围的τ相，

所述τ相以自身重量％计包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr，以使所述合金层的厚度在35μm以下。

所述坯料钢板可以是冷轧钢板或热轧钢板。

优选地，所述τ相以自身重量％计包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Fe及Al。

优选地，在所述熔融镀层中，合金层和扩散层的厚度比在1.5-3.0。

优选地，所述τ相形成在所述合金层和扩散层的边界、以及所述合金层内，形成在所述合金层内的τ相，在垂直于镀层厚度的50％以上的区域中，呈互相连结的带形状。

优选地，所述坯料钢板还包含0.001-0.5％的Mo+W。

优选地，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.001-0.4％范围的Nb、Zr、V中一种以上物质。

优选地，所述坯料钢板还包含0.005-2.0％的Cu+Ni。

优选地，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.03％以下的Sb、Sn、Bi中一种以上物质。

另外，本发明提供一种冲压成型时耐粉化性优异的HPF成型构件的制造方法，包括：

准备钢板的工序，所述钢板具有如上所述的钢组成成分；

进行熔融镀铝处理的工序，以550-850℃的温度对所述钢板进行加热后，在熔融铝镀浴中浸渍，从而进行熔融镀铝处理，其中所述熔融铝镀浴保持640-680℃，其组成成分以重量％计包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质；

将所述熔融镀铝钢板以880-930℃的温度进行加热后，保持一定时间，从而使在所述熔融镀铝钢板表面的熔融镀铝层合金化的工序；

对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热成型，并且急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序。

优选地，在所述熔融镀铝处理后，直到镀层凝固为止，以15℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。

优选地，所述合金化的熔融镀铝层由软质的扩散层和硬质的合金层构成；在所述合金层，以面积％计存在10-30％范围的τ相；所述τ相以自身重量％计包含10％以上的S、0.2％以上的Cr，以使所述合金层的厚度在35μm以下。

所述钢板可以是冷轧钢板或热轧钢板。

优选地，所述τ相以自身重量％计包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Fe及Al而组成。

优选地，在所述熔融镀铝层中，合金层和扩散层的厚度比在1.5-3.0。

优选地，所述τ相形成在所述合金层和扩散层的边界、以及所述合金层内，形成在所述合金层内的τ相，在垂直于镀层厚度的50％以上的区域中，呈互相连结的带形状。

另外，在对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热成型之前，还可包括以20-100℃/s的冷却速度对所述合金化的熔融镀铝钢板进行冷却直到700-780℃的温度范围为止的工序。

此时，该冷却速度优选控制在20-100℃/s范围。

另外，本发明提供一种冲压成型时耐粉化性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，包括：

准备在具有如上所述的钢组成成分的坯料钢板表面形成有熔融镀铝层的熔融镀铝钢板的工序；

将所述熔融镀铝钢板以880-930℃的温度进行加热后，保持一定时间，从而使在所述熔融镀铝钢板表面的熔融镀铝层合金化的工序；

对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热成型，并且急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序。

优选地，所述合金化的熔融镀铝层由软质的扩散层和硬质的合金层构成；在所述合金层，以面积％计存在10-30％范围的τ相；所述τ相以自身重量％计包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr而组成，从而所述合金层的厚度成为35μm以下。

所述坯料钢板可以是冷轧钢板或热轧钢板。

优选地，所述τ相以自身重量％计包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Fe及Al而组成。

优选地，所述熔融镀铝层中合金层和扩散层的厚度比在1.5-3.0。

有益效果

具有如上所述结构的本发明，能够有效提供如下的HPF成型构件，即:通过使合金层的厚度和镀层内τ相的分率及τ相组成最佳，能够使在冲压成型时镀层脱落而吸附在模具表面的现象最小化。

附图说明

图1是示出本发明的一实施例中经过热压后的镀层剖面的组织照片。

图2是示出比较例中经过热压后的镀层剖面的组织照片。

具体实施方式

以下，对本发明进行说明。

一般而言，若对熔融镀铝钢板进行HPF热处理，则存在热压后镀层脱落而吸附在冲压模具表面，从而降低冲压成型性的问题。本发明的发明人为了解决这样的问题反复进行了研究和实验，其结果，摸索到了能够尽量减小所述熔融镀铝层中具有脆性的合金层厚度的方案。并且，发现了所述合金层的厚度与合金层内τ相(tau phase)面积分率和τ相的组成有密切关联的事实。

详细而言，所述合金层中，在由Fe₂Al₅相构成且具有脆性的基材中分布了具有延展性的称为FeAl相的τ相。并且，在所述合金层的底部的与坯料钢板的界面形成有软质层。

本发明人发现如下事实后提出了本发明，即：形成所述合金层的τ相的组成成分(Si、Cr的含量)很重要，尤其是，τ相以其自身重量％计含有10％以上的Si、0.2％以上的Cr时，以在所述整体合金层中的τ相的分率为10％以上的方式分布，并使合金层的厚度在35μm以内，由此能够使冲压成型时镀层的脱落现象最小化。也就是说，发明人发现：HPF热处理后所述合金层中的τ相的分率和τ相内Si、Cr的含量对镀层的冲压成型性有影响，据此提出了本发明。

以下说明冲压成型时耐粉化性优异的本发明的HPF成型构件。

本发明的HPF成型构件是指，将在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层的熔融镀铝钢板进行热成型从而制造出的成型构件。作为本发明中的所述坯料钢板可以采用通常的经过冷轧的冷轧钢板，也可以利用经过热轧的热轧钢板。

本发明的构成HPF成型构件的坯料钢板以重量％计包含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和其他杂质。以下具体说明所述坯料钢板的钢组成成分及其限定理由。

0.18-0.25％的C

所述C是增加马氏体强度的必要元素。如果C含量小于0.18％，则难以获得为了确保耐冲突特性的充分的强度。另外，如果超过0.25％，则降低板坯的冲击韧性，而且还降低HPF成型构件的焊接特性。

考虑以上情况，在本发明中，所述C的含量优选控制在0.18-0.25重量％(以下，记载为％)。

0.1-1.0％的Si

所述Si有助于HPF后钢材的材质均匀化，而且，由于在HPF热处理过程中向镀层扩散，所以有助于镀层的τ相的生成。如果Si含量小于0.1％，则无法得到充分的材质均匀化及向镀层扩散的效果，如果超过1.0％，则因退火中生成在钢板表面的Si氧化物而无法确保良好的熔融镀铝表面质量，因而添加1.0％以下的Si。

0.9-1.5％的Mn

如Cr、B等，所述Mn为了确保钢的淬透性而添加。如果Mn含量小于0.9％，则无法确保充分的淬透性并生成贝氏体，因而难以确保充分的强度。另外，如果其含量超过1.5％，则钢板制造费用增加，在钢材内使Mn偏析，严重降低HPF成型构件的弯曲性。因此，在本发明中，Mn含量优选控制在0.9-1.5％范围。

0.03％以下的P(不包括0％)

所述P为晶界偏析元素，是阻碍HPF成型构件的诸多特性的元素，因此尽量少添加为好。如果P含量超过0.03％，则成型构件的弯曲特性、冲击特性及焊接特性等劣化，因此优选将其上限控制在0.03％。

0.01％以下的S(不包括0％)

所述S是钢中存在的杂质，是阻碍成型构件的弯曲特性及焊接特性的元素，因此尽量少添加为好。如果S含量超过0.01％，则成型构件的弯曲特性及焊接特性等劣化，因此优选将其上限控制在0.01％。

0.01-0.05％的Al

所述Al与Si类似地在制钢中以脱氧作用为目的而添加。为了达到该目的，需要添加0.01％以上的Al，如果其含量超过0.05％，该效果将会饱和，且降低镀覆材料的表面质量，因此优选将其上限控制在0.05％。

0.05-0.5％的Cr

所述Cr与Mn、B等相同地，为了确保钢的淬透性而添加。如果所述Cr含量小于0.05％，则无法得到充分的淬透性，如果其含量超过0.5％，虽然充分确保淬透性，但其特性将会饱和，导致钢材制造费用上升。因此，在本发明中，所述Cr的含量优选控制在0.05-0.5％范围内。

0.01-0.05％的Ti

所述Ti与钢中作为杂质残存的氮结合而生成TiN，因此为了使对确保淬透性时必不可少的固溶硼残留而添加。如果所述Ti含量小于0.01％，则无法期待充分的效果，如果其含量超过0.05％，则其特性饱和，还导致钢材制造费用的上升。因此，在本发明中，所述Ti的含量优选控制在0.01-0.05％范围内。

0.001-0.005％的B

所述B与Mn及Cr相同地，为了确保HPF成型构件的淬透性而添加。为了达到所述目的，应添加0.001％以上，如果其含量超过0.005％，则其效果将会饱和，且使热轧性显著降低。因此，在本发明中，所述B含量优选控制在0.001-0.005％范围内。

0.009％以下的N

所述N为钢中存在的杂质，因此尽量少添加为好。如果N含量超过0.009％，则有可能导致钢材表面不良，因而将其上限优选控制在0.009％。

其次，更优选地，构成本发明的HPF成型构件的坯料钢板还包含以下成分。

0.001-0.5％的Mo+W

所述Mo和W作为淬透性及析出强化元素，具有进一步确保高强度的效果。如果Mo和W的添加量之和小于0.001％，则无法得到充分的淬透性及析出强化效果，如果超过0.5％，则该效果将会饱和，还导致制造费用的上升。因而，本发明中的所述Mo+W的含量优选控制在0.001-0.5％范围。

Nb、Zr、V中一种以上的含量之和在0.001-0.4％

所述Nb，Zr及V是用于提高钢板的强度、晶粒微细化及热处理特性的元素。如果所述Nb，Zr及V中的一种以上且含量之和小于0.001％，则无法期待所述的效果，如果其含量之和超过0.4％，则制造费用将会过度上升。因此，在本发明中，这些元素的含量之和优选控制在0.001-0.4％。

0.005-2.0％的Cu+Ni

所述Cu为通过生成微细的Cu析出物来提高强度的元素，所述Ni是有效提高强度及热处理性的元素。如果所述成分之和小于0.005％，则无法得到充分的所期望的强度，如果超过2.0％，则操作性变差，导致制造费用上升。因此，在本发明中，Cu+Ni的含量优选控制在0.005-2.0％。

Sb、Sn、Bi中一种以上的含量之和在0.03％以下

所述Sb、Sn及Bi作为晶界偏析元素，在HPF加热时浓化在镀层和坯料铁界面，从而能够提高镀层的紧贴性。由于能够提高镀层的紧贴力，因而有助于热成型时防止镀层的脱落。Sb、Sn及Bi具有类似的特性，因此可以混合使用三个元素，此时，优选使一种以上成分的含量之和在0.03％以下。这是因为，如果所述成分的含量之和超过0.03％，则有可能热成型时坯料铁的脆性恶化。

本发明的HPF成型构件具备在包含所述的钢组成成分的坯料钢板表面形成的熔融镀铝层，已广为人知，这样的镀层包括软质的扩散层和硬质的合金层。另外，所述合金层包括具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(FeAl)。此时，在本发明中，所述τ相形成在所述合金层和扩散层的边界、以及所述合金层内，并且，形成在所述合金层内的τ相，在垂直于镀层厚度的50％以上的区域中，呈互相连结的带形状。

本发明中，优选地，在所述合金层，以面积％计存在10-30％范围的τ相(FeAl)。如果τ相的面积率小于10％，则镀层的机械特性脆弱，冲压加工时镀层的脱落现象变多，如果超过30％，则焊接特性变差。

另外，本发明中，优选地，所述τ相以自身重量％计包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr(剩余成分为Al及Fe)。通过以所述的方式控制所述τ相的组成成分，从而能够将具有脆性的所述合金层的厚度控制在35μm以下，并能控制τ相的面积分率，因此，能够提供本发明中需要的冲压成型时耐粉化性优异的HPF成型构件。

更优选地，所述τ相以自身重量％计包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Al及Fe。

另外，本发明的所述熔融镀铝层中，所述硬质的合金层和软质的扩散层的厚度比优选满足1.5-3.0。

根据如上所述的坯料钢板的钢组成成分和镀层的结构，本发明的HPF成型构件在热成型时能够避免镀层脱落等缺陷，因而能改善耐粉化性。

接着，针对在冲压成型时耐粉化性优异的本发明的HPF成型构件的制造方法进行说明。

首先，本发明中，准备具有如上所述的钢组成成分的钢板。作为本发明的所述钢板可以采用冷轧钢板，也可以采用热轧钢板。

具体而言，作为所述钢板，可以采用已去除氧化皮(scale)的热轧钢板，或者对所述热轧板进行冷轧后得到的冷轧钢板。另外，其中，所述冷轧钢板也包括通过如下方法得到的钢板，即：对热轧钢板进行冷轧后，在750-850℃的还原性气体环境中进行退火热处理。

接着，以550-850℃的温度对本发明的所述钢板进行加热后，在熔融铝镀浴中浸渍，从而进行熔融镀铝处理。其中，所述熔融铝镀浴保持640-680℃，其组成成分以重量％计包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质。

即，为了进行熔融镀铝处理，本发明中将所述钢板放入加热炉内进行加热，此时该加热温度范围优选控制在550-850℃。其原因在于，如果所述钢板的加热温度小于550℃，则由于与镀浴的温度差过大而在熔融镀铝时使镀浴温度冷却，有可能导致镀覆质量下降，如果超过850℃，则设备有可能因高温而被劣化。

接着，在保持640-680℃并且组成成分以重量％计包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质的熔融铝镀浴中，浸渍所述加热的钢板并进行熔融镀铝处理。如果所述镀浴的温度小于640℃，则有可能使均匀形成镀层厚度的程度下降，如果超过680℃，则由于高温导致的侵蚀现象有可能使镀浴口(port)劣化。

另一方面，本发明的所述熔融铝镀浴组成成分以重量％计包含9-11％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质。

如果Si含量小于9％，则镀层形成得不均匀，而且在HPF加热时镀层的τ相形成得不够完善，因此冲压时镀层有可能被破损。另一方面，如果Si的含量超过11％，则存在由于镀浴的溶解温度上升，需要提高镀浴管理温度的问题。

另外，在镀浴中，Fe在镀覆过程中从钢板溶解于镀浴中。但是，如果镀浴中Fe的含量3％以上，则在镀浴容易生成渣子即FeAl化合物块而阻碍镀覆质量，因而需要控制成小于3％。

另一方面，在熔融镀铝后，在凝固过程中决定凝固组织，此时的凝固组织在HPF加热过程中对合金化和τ相的生成起到重要作用，因此需要控制凝固速度。凝固后，镀铝层具有如下组织，即：具有Hv70-100范围的硬度的Al相和具有Hv800-1000的硬度的FeAlSi三元合金相共存。如果该组织不均匀，则在HPF加热过程中使τ相的生成不充分或者不具备连续性，因此不利于抑制镀层脆化的现象。

本发明人发现，在熔融镀铝后，直到镀层凝固为止的平均冷却速度在15℃/s以内时，镀层组织不均匀，但是平均速度在15℃以上时，在镀层中心部，将除了Al相以外不存在FeAlSi合金相的区域控制在平均50μm以内。在镀层中心部，没有析出FeAlSi合金相的Al相区域即使局部地变大，也会使镀层的强度不均匀。此时，在进行热压之前，解开镀金材料卷或进行切断时，会出现镀层吸附于接触辊等问题，导致作业变困难。因此，在镀层中心部的析出FeAlS相的区域的长度需要平均在50μm以内，最大不超过100μm。更优选地，平均在30μm以内，最大不超过50μm。

为了确保这样的冷却速度，优选地，从刚刚结束熔融镀覆至凝固为止，使用水蒸气来进行急速冷却。这是因为，如果此时用水蒸气以外的金属片或液滴(liquid droplet)来直接冷却镀层表面，则有可能导致镀层组织不均匀的现象。

此时，在本发明中，通过所述熔融镀铝形成的镀层厚度优选控制在25-35μm以内。进行熔融镀铝处理的结果，如果镀层的厚度小于25μm，则镀层对构件的保护不够充分，如果超过35μm，则加热后镀层的机械特性变脆，从而有可能在镀层发生粉化现象。

另外，本发明中将所述熔融镀铝钢板以880-930℃的温度进行加热后，保持一定时间，从而使在该表面形成的熔融镀铝层合金化。在本发明中，需要将所述熔融镀铝钢板加热至至少880℃以上的温度。如果镀覆钢板的温度小于880℃，则有可能使钢组织的奥氏体均匀化降低。另一方面，钢板的温度如果超过930℃，则有可能使镀层发生热劣化。

通过这样的加热处理，所述熔融镀铝层被合金化。即，能够得到由软质的扩散层和硬质的合金层形成的熔融镀铝层，所述合金层包含具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(FeAl)。

在本发明中，在所述合金层，优选地，以面积％计存在10-30％范围的τ相(FeAl)。另外，优选地，所述τ相以自身重量％计包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr(剩余成分为Al及Fe)，更优选地，所述τ相以自身重量％计包含10-12％的Si、1.3-2.0％的Mn+Cr、余量的Al及Fe。

而且，在本发明中，更优选地，所述合金化熔融镀铝层中所述硬质的合金层和软质的扩散层的厚度比在1.5-3.0。

另一方面，本发明中的所述维持时间优选控制在10分钟以内。

接着，在本发明中，对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热成型，并且急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品。即，通过内部被进行水冷处理的冲压成型模具，对经过合金化处理的钢板进行成型处理，钢板的温度变为300℃以下后，从模具拿出加工构件，并结束HPF加工。热压后，如果钢板的温度在300℃以上时从模具取出成型构件，则有可能发生由热应力引起的变形。

另外，根据本发明的一实施例，在用模具进行热成型之前，还可以包括冷却所述加热钢板的步骤。通过这种冷却过程，使应力不集中在镀层，因此具有能够抑制用模具进行成型时在镀层发生龟裂的效果。但是，本步骤只是为了使本发明的效果得以极大化而执行的，并非是必须执行的步骤。

所述冷却时，冷却速度优选为20-100℃/s。如果冷却速度小于20℃/s，则无法期待冷却效果，另一方面，如果超过100℃/s，则由于过度冷却，有可能使由热压导致的马氏体相变效果减少。

在进行所述冷却时，冷却结束温度优选为700-780℃。如果冷却结束温度小于700℃，则有可能使由热压导致的马氏体相变效果减少，另一方面，如果超过780℃，则有可能使由冷却导致的镀层龟裂的抑制效果减少。

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。

(实施例)

首先，准备组成成分为以重量％计包含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，且厚度为1.4mm的冷轧钢板，之后通过清洗去除所述冷轧钢板表面的油分及污染物质。

将所述冷轧钢板加热至760℃后，将其浸渍在保持660℃的镀浴，由此在钢板上形成熔融镀铝层。此时，对镀浴中Al以外的成分进行如下变化并进行了评价，即：使Si的含量在8-11％范围内变化，使Fe的含量在1.7-2.5％范围内变化。之后，对如此形成了熔融镀铝层的镀覆钢板进行冷却，如下表1所示，此时的冷却速度，在实施例1、实施例2、实施例3、比较例1及比较例2中分别控制为15℃/s、35℃/s、45℃/s、14℃/s及12℃/s。

接着，如下表1所示，将经过冷却的所述镀覆钢板放入900-930℃的加热炉中加热5-6分钟，之后连续实施HPF。此时，连续作业执行到从成型构件表面的镀层脱落的残骸造成的缺陷部变为宽度在0.5mm以上且其数量为5个以上为止。

下表1示出了，冲压成型性评价中使用的镀覆钢板的制造中采用的镀浴组成及镀层厚度、以及热处理后的τ相的分率、组成厚度等，另外还简略示出了可进行连续作业的次数。虽然根据模具的形状及材质连续作业次数的绝对值会变化，但可知：在本实施例中根据合金层的结构和组成，连续作业次数的增减明显变化。

【表1】

*表1中，τ相的分率是指合金层内的τ相分率，τ相的组成是指自身重量％(余量Fe)。

如所述表1所示，构成合金层的τ相的组成成分中，包含10％以上的Si、0.2％以上的Cr的实施例1-3中，合金层厚度均在35μm以下，而且，连续作业次数也均在255以上，表现优异。

另一方面，图1是示出本实施例1的镀层剖面的照片。如图1所示，HPF加工后镀层由合金层和扩散层构成，τ相在合金层内显示为深颜色部位。

与此相对，构成合金层的τ相的组成成分中包括10％以下的Si的比较例1-2中，合金层厚度均超过35μm，而且，连续作业次数均在85以下，表现差。图2是示出本比较例1的镀层剖面的组织照片。

以上，参照实施例进行了说明，但是本领域技术人员可以在不脱离以下权利要求书中记载的本发明思想的范围内，对本发明进行多种修改和变更。