氢致延迟断裂特性和点焊性优异的用于热压的铝系镀覆钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种氢致延迟断裂特性和点焊性优异的用于热压的铝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。另外，经过热压成型时，钢板可以具有1000mpa以上的强度，根据情况可以具有1400mpa以上的强度，近年来，由于对强度的需求水平变得更高，也存在具有1800mpa以上的强度的情况。但是，钢板的强度变高时，对氢致延迟断裂变得敏感，因此即使含有少量的氢，也存在引起钢板断裂的情况。此外，对镀铝钢板进行热压成型时，由于fe从钢板的基材铁扩散到表面的镀层而使得镀层发生合金化，并且由于这种合金化层，热压成型时渗透的氢不容易逸出，因此存在热压成型部件的耐氢特性变差的问题。(专利文献1)美国专利公报第6,296,805号技术实现要素：要解决的技术问题根据本发明的一个方面，目的在于提供一种氢致延迟断裂特性和点焊性优异的热压成型用铝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5-20μm，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。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：超过4％且15％以下、余量的al和其它不可避免的杂质。以重量％计，所述镀层可以进一步包含mg：1.1％以下。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。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％。本发明的另一个方面的热压成型部件通过对上述铝系镀覆钢板进行热压成型而获得，其中，基础钢板上形成由feal(si)和fe3al中的一种以上形成的扩散层，所述扩散层的厚度可以为所述镀层的总厚度的90％以上。所述热压成型部件内的扩散氢的含量可以为0.1ppm以下，所述热压成型部件的点焊电流范围可以为1ka以上。本发明的另一个方面的制造铝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10-40g/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：超过4％且15％以下、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。以重量％计，所述铝镀浴可以进一步包含mg：1.1％以下。有益效果如上所述，本发明中在热压成型前的铝系镀覆钢板中，通过调节铝镀浴的si含量并适当地控制镀层的厚度后对其进行合金化，在热压成型部件中在基础钢板上形成大部分由扩散层形成的镀层，从而具有可以提高热压成型部件的耐氢特性和点焊性的效果。此外，通过调节镀浴组成中的si含量，并形成厚度薄的镀层，从而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4制造的铝系镀覆钢板的截面的照片。图3是示出用光学显微镜观察通过比较例7制造的铝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4制造的铝系镀覆钢板进行热压成型后的镀覆截面的照片。图5是示出用光学显微镜观察对通过比较例7制造的铝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用于热压的铝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。[铝系镀覆钢板]本发明的一个具体实施方案的铝系镀覆钢板的特征在于，所述铝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5-20μm，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。首先，本发明的一个具体实施方案的铝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。根据本发明的一个具体实施方案，所述合金化层可以包含fe3al、feal(si)、fe2al5和feal3中的一种以上。此外，所述合金化层可以主要包含fe3al、feal(si)、fe2al5和feal3中的一种以上。具体地，根据本发明的一个具体实施方案，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，根据本发明的一个具体实施方案，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，当添加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。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主要由通过扩散形成的al和fe的金属间化合物形成的合金化层。主要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。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5-20μm。当所述镀层的厚度小于5μm时，耐蚀性变差，另一方面，当所述镀层的厚度超过20μm时，发生焊接性降低的问题。因此，本发明中所述合金镀层的厚度优选限制为5-20μm。另外，所述镀层的厚度优选可以为6.2-19.5μm，更优选可以为5-15μm的厚度。另外，通过辉光放电光谱仪(glowdischargespectrometer，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，更优选可以为7.4重量％。即，在本发明中，通过gds在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧越少越好，因此可以不单独限制下限。但是，根据本发明的一个具体实施方案，在包括误差范围的情况下，通过gds在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量的氧可以为超过0％且10重量％以下，或者可以为超过0％且7.4％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。另外，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％)。铝系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。另外，铝层的厚度越小越优选，因此可以不单独限制铝层的厚度的下限。另外，所述铝层的厚度越小越优选，因此更优选地，所述铝层的厚度可以小于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：超过4％且15％以下、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，需要包含至少超过4％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层结构。所述si含量优选可以为4.5-14.1％，更优选可以为6-13％，最优选可以为8-11％。此外，作为非限制性的一个具体实施方案，以重量％计，所述镀层可以选择性地进一步包含1.1％以下的mg。当添加mg时，mg起到提高镀覆钢板的耐蚀性的作用，并且还可以获得增加合金化速度的效果。但是，当所述mg含量超过1.1％时，合金化后和/或热压成型后在表面形成大量的mg氧化物，可能会发生焊接性降低的问题，因此本发明中可以将mg含量限制为1.1％以下。此外，更优选地，还可以将所述mg限制为0.9％以下，根据情况，可以将所述mg限制为0.1％以下。此外，根据情况，所述镀层可以不包含mg。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，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结构的镀层构成的铝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，镀层的90％以上可以形成为由fealsi和fe3al中的一种以上形成的扩散层，因此热压成型时渗透到钢材内的氢容易逸出，使得钢材内扩散氢的含量满足0.1ppm以下，从而可以提高耐氢特性。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。[制造铝系镀覆钢板的方法]本发明的另一个方面的铝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10-40g/m2的镀覆量进行热浸镀铝，以重量％计，所述铝镀浴包含：si：超过4％且15％以下、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，然后接着进行立即进行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10-40g/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：超过4％且15％以下、余量的al和其它不可避免的杂质。另外，更优选地，所述镀覆量可以为15-38g/m2。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，可以包含至少超过4％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含量可以限制为超过4％且15％以下。另外，所述si含量优选可以为4.5-14.1％，更优选可以为6-13％，最优选可以为8-11％。另外，作为一个非限制性的具体实施方案，所述铝镀浴中可以选择性地添加mg。所述mg起到提高铝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。但是，当包含超过1.1％的所述mg时，合金化后和/或热压成型后在表面形成大量的mg氧化物，因此可能会发生焊接性降低的问题。因此，本发明中选择性地包含的mg含量可以限制为1.1％以下。另外，更优选地，可以将所述mg限制为0.9％以下，根据情况，可以将所述mg限制为0.1％以下。此外，根据情况，所述镀浴可以不包含mg。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℃以上的温度范围。此外，更优选地，所述初始冷却可以进行至640-680℃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是形成均匀的合金层的方法，因此很重要。当冷却终止温度小于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，在线合金化时进行不均匀的合金化，因此可能会引起钢板的表面特性变差的问题。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，设备负荷增加且时间变长，因此可能会损害生产性。通过合金化热处理获得铝系镀覆钢板的步骤所述初始冷却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。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。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，通过调节影响合金化速度的镀浴成分，特别是调节si的含量，并形成厚度薄的镀层，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680-880℃，最优选可以为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1.5-18秒，最优选可以为1-10秒。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系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。然后，在合金化热处理后进行冷却，然后用光学显微镜或扫描电子显微镜(sem)观察通过上述方法获得的铝系镀覆钢板的合金化镀层的结构以确认镀层和合金化层的厚度。此外，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，通过gds(使用美国力可(leco)公司的gds850a)在距所述镀层的表面0.1μm的深度处测量氧的含量，并示于下表3中。[表1]元素csimnalpsncrtib含量(％)0.220.201.150.030.010.0020.00540.20.030.0025[表2]之后，对于各个铝系镀覆钢板，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，测量扩散层的厚度比例，测量扩散氢的含量和点焊性，并示于下表3中。扩散氢的含量是利用气相色谱分析法测量将试片加热至300℃时所释放的氢含量，并且点焊性是根据iso18278标准进行评价，并分析电流范围。[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铝条件、镀层和铝层的厚度条件、合金化热处理条件，从而部件的扩散层的厚度比例为90％以上，因此部件内的扩散氢的含量为0.1ppm以下，点焊电流范围满足1ka以上，因此可以确认氢致延迟断裂特性和点焊性优异。但是，比较例1的初始冷却不在本发明的范围而被过度冷却，因此在小于670℃的低温下进行合金化热处理，导致合金化不充分。其结果，观察到镀层剥离，并且部件内扩散氢的含量超过0.1ppm。另一方面，比较例2是合金化热处理温度过高的情况，虽然充分实现了合金化，但表层的氧含量变得过高，并且点焊性变差。另外，比较例3至比较例6分别是合金化热处理温度或时间不在本发明的范围的情况。比较例3和比较例4是合金化热处理温度低或时间不充足的情况，观察到镀层剥离，并且由于未充分实现合金化，铝层厚度形成为镀层厚度的10％以上。比较例5和比较例6是过度进行合金化热处理的情况，可以确认尽管实现了充分的合金化，但点焊性变差。比较例7是以过多的镀覆量进行镀铝的情况，由于镀层的厚度过厚，未充分实现合金化，因此扩散氢的含量增加而导致耐氢脆性降低。另外，比较例8是mg含量过量添加的情况，由于在表面形成大量的mg氧化物，所测量的表层的氧含量高，并且确认了点焊性为0.2ka而非常差。此外，比较例9是si含量不足的情况，形成厚的合金化层，并且点焊性也变差。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：合金化热处理设备当前第1页12