氢致延迟断裂特性和点焊性优异的用于热压的铁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铁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，但是减少厚度时汽车的安全性方面可能会发生问题，因此必须提高钢板的强度。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，各个等级的钢板的强度与伸长率的乘积总是具有恒定值的倾向，因此存在钢板的强度增加时作为加工性的指标的伸长率减少的问题。为了解决这种问题，提出了热压成型法。热压成型法是通过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的方法。在如上所述的情况下，其优点在于，制造具有高强度的部件时可以最小化加工性问题。但是，在所述热压成型法的情况下，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’)。镀铝层存在于钢板表面，因此加热时钢板不会被氧化，但镀层的厚度变厚时，存在热压成型部件的点焊性变差的问题。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要求水平变得更高，也存在具有1800mpa以上的强度的情况。但是，钢板的强度增加时，对氢致延迟断裂变得敏感，因此即使含有少量氢，也存在引起钢板断裂的情况。此外，将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，可以提供一种氢致延迟断裂特性和点焊性优异的热压成型用铁铝系镀覆钢板及其制造方法。本发明的技术问题并不限定于上述内容。本发明所属
技术领域：
的技术人员可以基于本发明的说明书全文容易地理解本发明的附加技术问题。技术方案根据本发明的一个方面的铁铝系镀覆钢板包括：基础钢板；以及镀层，其形成在所述基础钢板的表面，其中所述镀层包括：扩散层，其包含立方结构(cubicstructure)的fe-al系金属间化合物；以及合金化层，其形成在所述扩散层上，并且具有不同于立方结构的晶体结构，其中所述扩散层的厚度为3-20μm，所述扩散层的厚度可以超过所述镀层的总厚度的50％。所述镀层的厚度可以为5-20μm。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为100％时，所述镀层可以包含：si：0.0001-7％、mg：1.1-15％。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将所述铁铝系镀覆钢板进行热压成型而获得，扩散层的厚度可以为镀层的总厚度的90％以上。本发明的另一个方面的制造铁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：0.0001-7％、mg：1.1-15％、余量的al和其它不可避免的杂质；以及镀覆后，不对所述镀铝钢板进行冷却，并通过对所述镀铝钢板进行在线(on-line)合金化获得铁铝系镀覆钢板，所述在线合金化是在670-900℃的加热温度范围内保持1-20秒以进行连续热处理。有益效果如上所述，本发明通过在热压成型前的镀覆钢板的表面形成超过镀层的总厚度的50％的主要由具有立方结构的fe-al系金属间化合物构成的稳定的扩散层，从而可以显著提高热压成型部件的氢致延迟断裂特性和点焊性。此外，本发明可以提供一种制造铁铝系镀覆钢板的方法，通过适当地控制镀浴中的si、mg成分和合金化热处理的工艺条件，并且热浸镀铝后立即进行热处理而不进行冷却，因此可以形成主要由具有立方结构的fe-al系金属间化合物构成的稳定的扩散层，并且可以降低制造成本且提高生产性。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装置的示意图。图2是示出用扫描电子显微镜(sem)观察通过发明例1制造的铁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8制造的铁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)观察将通过发明例1制造的铁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将通过比较例8制造的铁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，否则本发明中表示各元素的含量时‘％’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。本发明人深入研究了现有的热压成型时形成在镀铝钢板的由fe-al系金属间化合物构成的多层的合金相。其结果，发现所述fe-al系金属间化合物中具有立方结构的合金相(例如feal(si)、fe3al等)是稳定的，但除此之外的其它合金相(例如feal3、fe2al5等)具有脆性(brittle)。对此进行更深入的研究的结果，本发明人发现热压成型后氢从部件去除，去除氢的方式是根据热成型前在钢板表面形成的镀覆相而有很大的不同，特别是在形成的合金相中，在镀层形成诸如fe2al5的斜方晶系(orthorhombic)结晶相时，阻断氢的迁移，因此钢板中的氢不能排出到外部。基于这种结果，本发明人考虑使主要由具有立方结构的fe-al系金属间化合物构成的扩散层形成为超过镀层的总厚度的50％时，在热压成型后的部件中形成90％以上的扩散层，因此可以确保优异的耐氢性，从而完成了本发明。以下，对本发明的一个方面的铁铝系镀覆钢板进行详细说明。[铁铝系镀覆钢板]根据本发明的一个具体实施方案的铁铝系镀覆钢板的特征在于，所述铁铝系镀覆钢板包括：基础钢板；以及镀层，其形成在所述基础钢板的表面，其中所述镀层包括：扩散层，其包含立方结构的fe-al系金属间化合物；以及合金化层，其形成在所述扩散层上，并且具有不同于立方结构的晶体结构，其中所述扩散层的厚度为3-20μm，所述扩散层的厚度超过所述镀层的总厚度的50％。通常，对镀铝钢板进行热压成型时，基础钢板的fe扩散至al含量高的镀铝层，从而出现作为多层的多种硬质的合金相的fe-al系金属间化合物。在这种情况下，在靠近基础钢板的一侧形成主要由耐氢脆性优异的立方结构的fe-al系金属间化合物构成的层，因此稳定，但越靠近表面，形成具有斜方晶系等晶体结构的合金相，当这种结晶相形成在镀层时，由于阻断氢的迁移，钢板中的氢无法排出到外部，因此耐氢特性变差。为了解决这种现有的问题，在根据本发明的一个方面的铁铝系镀覆钢板中，如图2所示，形成满足如下条件的扩散层，所述扩散层由立方结构的fe-al系金属间化合物构成，且扩散层的厚度为3-20μm且超过镀层的总厚度的50％。首先，根据本发明的一个具体实施方案，所述扩散层可以包含具有立方结构的fe-al系金属间化合物。此外，所述扩散层可以主要包含立方结构的fe-al系金属间化合物。具体地，根据本发明的一个具体实施方案，所述扩散层可以包含50％以上的立方结构的fe-al系金属间化合物，优选地可以包含80％以上，更优选地可以包含90％以上，最优选地可以包含95％以上的立方结构的fe-al系金属间化合物。此外，根据本发明的一个具体实施方案，所述扩散层主要包含立方结构的fe-al系金属间化合物，但还可以少量包含不可避免地包含的杂质和有可能包含在镀浴的其它元素。例如，添加mg时，扩散层中的fe-al系金属间化合物的合金相中还可以包含一部分的mg，扩散层还可以包含含有fe-al-mg系合金相的其它合金相。所述扩散层可以由具有立方结构的fe-al系金属间化合物构成。如上所述的fe-al系金属间化合物中立方结构形成在fe含量相对较高的区域中，并且是通过在合金化热处理时基础钢板的fe扩散至镀铝层而形成。此外，作为具有立方结构的fe-al系金属间化合物的合金相，可以列举feal(si)、fe3al等，但并不限于此。当所述扩散层的厚度小于3μm时，耐蚀性变差，另一方面，当所述扩散层的厚度超过20μm时，产生焊接性降低的问题。因此，所述扩散层的厚度优选限制为3-20μm。更优选地，所述扩散层的厚度可以为3.7-17.9μm。此外，所述扩散层的厚度可以超过包括合金化层的镀层的总厚度的50％，或者可以为54％以上。优选地可以为70％以上，更优选地可以为90％以上。当所述扩散层的厚度超过镀层的总厚度的50％时，在之后的热压成型部件的镀层中容易获得立方结构的fe-al系金属间化合物的厚度占90％以上的镀层结构。从耐氢性的观点来看，具有立方结构的fe-al系金属间化合物的比例越高越优选，因此其上限可以不受限制。此外，所述镀层的厚度可以为4.5-20μm。当所述镀层的厚度小于4.5μm时，耐蚀性变差，另一方面，当所述镀层的厚度超过20μm时，在热压成型前的镀层中难以确保超过50％的扩散层，即使确保超过50％的扩散层，热压成型后的镀层的厚度过厚，因此存在难以确保点焊性的问题。因此，在本发明中所述镀层的厚度可以为4.5-20μm，更优选地可以为4.5-18.9μm。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为100％时，所述镀层可以包含：si：0.0001-7％、mg：1.1-15％、余量的al和其它不可避免的杂质。更详细地，本发明的一个具体实施方案中可以包含0.0001-7％的si。所述si起到在镀层中与fe均匀地合金化的作用，为了获得如上所述的效果，需要包含至少0.0001％以上的si。另一方面，si还起到抑制fe的扩散的作用，当含有超过7％的si时，过度抑制fe的扩散，因此不能获得本发明中期望的镀覆结构。所述si含量可以为0.03-7％，优选地可以为1-7％，更优选地可以为4-7％。另外，mg起到提高镀覆钢板的耐蚀性的作用，并且还具有提高合金化速度的效果。为了获得上述效果，需要包含至少1.1％以上的mg，另一方面，当包含超过15％的mg时，可能会发生焊接性和涂装性变差的问题。mg的含量优选可以为1.2-12.5％，更优选可以为1.1-10％，最优选可以为1.1-5％。此外，镀层内的mg具有向表面扩散的倾向，因此，用辉光放电光谱仪(glowdischargespectrometer，gds)在距所述镀层的表面0.5μm的深度处测量的mg含量可以为1-20重量％。根据本发明的一个具体实施方案，用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，所述gds可以使用美国力可(leco)公司的gds850a(设备名称)进行测量。当镀层表面的氧超过10重量％时，镀覆钢板的表面产生斑点，因此表面质量可能会变差。另一方面，镀层表面的氧越少越有利，因此可以不限制其下限。根据本发明的一个具体实施方案，基础钢板(基材铁)是用于热压成型的钢板，只要是用于热压成型，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的必要元素，可以以适当的量添加。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，使得冷轧性大大降低，而且还大大降低了点焊性，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在炼钢中不仅作为脱氧剂添加，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，可以以0.01％以上的含量添加si，以在热压成型时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。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，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，并且提高点焊性，从而所述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，并且可以以0.001％以上的含量添加所述al以获得上述效果。此外，为了使ac3温度不会变得过高，从而使得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作为杂质存在于钢中，并且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，因此没有必要特别设定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，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，是阻碍部件的延展性、冲击特性和焊接性的元素，因此将最大含量限制为0.02％，优选地，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是作为杂质包含在钢中的元素，为了减少板坯连铸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。虽然没有必要特别设定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可以通过提高淬透性和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，其效果饱和，因此可以将含量限制为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，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是即使少量添加也可以提高淬透性，并且b偏析在原奥氏体晶界上，从而可以抑制由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。当在880-950℃的温度范围将由具有上述层结构的镀层构成的铁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，热压成型部件的镀层的90％以上由立方结构的fe-al系金属间化合物构成，因此热压成型时渗透到钢材内的氢容易逸出，可以使钢材内扩散氢含量为0.1ppm以下，从而可以提高耐氢特性。此外，点焊电流的范围满足1ka以上，因此可以提高点焊性。下面，对根据本发明的另一个方面的制造热压成型用铁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铁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铁铝系镀覆钢板并非必须通过本制造方法来制造，只要是满足本发明的权利要求书的方法，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。[制造铁铝系镀覆钢板的方法]根据本发明的另一个方面的制造铁铝系镀覆钢板的方法如下：以单面为基准，以10-40g/m2的镀覆量在经热轧或冷轧的基础钢板的表面进行热浸镀铝，并且镀覆工艺后进行立即连续进行热处理的在线合金化处理，从而可以获得铁铝系镀覆钢板。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以获得镀铝钢板，以重量％计，所述铝镀浴包含：si：0.0001-7％、mg：1.1-15％、余量的al和其它不可避免的杂质。另外，更优选地，以单面为基准，所述镀覆量可以为11-38g/m2。此外，还可以选择性地对镀覆前的钢板进行退火处理。喷射铝粉的步骤在所述镀铝后，可以根据需要在所述镀铝钢板的表面喷射铝粉。铝粉不仅可以局部冷却表面，而且可以微细化表面锌花(spangle)。此时，通过铝粉仅将表面进行局部冷却时，在之后的在线合金化过程中，进一步抑制镀层中的mg扩散至表面，可以减少热压成型后mg扩散至表面而生成的mg氧化物，因此可以提高点焊性。此外，其优点在于，通过微细化表面锌花，在热压成型后可以均匀地形成表面。所述铝粉的平均粒径可以为5-40μm，更优选地可以为10-30μm。当所述铝粉的平均粒径小于5μm时，表面冷却和锌花微细化的效果不足，另一方面，当所述铝粉的平均粒径超过40μm时，所述铝粉不能充分溶解在镀层中而残留在表面，因此可能会引发表面质量问题。在本发明中，在满足喷射粉末后表面温度不降低至低于640℃的条件的范围内可以确定铝粉的喷射量。当喷射粉末后的钢板表面温度降低至低于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，因此可能会产生设备负荷。铝粉的喷射量与钢板表面温度有关，但由于所述钢板表面温度根据实施时的工艺条件、设备、环境条件等而可能会有很大变化，因此不能统一确定。因此，只要铝粉喷射量满足上述条件即可，因此铝粉喷射量的范围可以不做特别限定。但是，作为非限制性的一个具体实施方案，对于每1m2的镀铝钢板，可以在0.01-10g的范围内喷射所述铝粉。通过合金化热处理获得铁铝系镀覆钢板的步骤所述镀铝后经过最低限度的空冷后可以进行立即连续进行热处理的在线合金化处理。此外，镀铝后选择性地喷射铝粉时，喷射粉末后可以立即连续进行在线合金化处理。此时，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所示，本发明中，在线合金化处理是指进行热浸镀铝或者进行热浸镀铝和喷射铝粉后，进行最低限度的空冷后通过升温进行热处理的工艺。在本发明的在线合金化方法中，在热浸镀铝后在镀层冷却并凝固之前开始进行热处理，因此无需单独的升温过程，从而可以在短时间内进行热处理。但是，现有的常规的具有厚的镀层的镀铝钢板由于其厚度不能在短时间内完成合金化，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，调节上述镀浴成分的同时，将镀铝层的镀覆量控制为以单面为基准10-40g/m2，因此，尽管热处理时间短至1-20秒，也可以有效地完成镀铝层的合金化。所述加热温度以待热处理的钢板的表面温度为基准。当加热温度低于670℃时，可能会产生合金化不充分的问题，另一方面，当加热温度超过900℃时，合金化后难以冷却，并且当加快冷却速度时，可能会产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℃，更优选地可以限制为680-880℃，最优选地可以限制为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，因此不能实现充分的合金化。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，更优选地可以限制为1-12秒，最优选地可以限制为1-10秒。通过合金化热处理的扩散层的形成取决于热处理温度和保持时间，但同时还受镀铝层中包含的si和mg的含量的影响。镀铝层中包含的si越少并且mg越多，合金化速度越提高，因此扩散层的厚度也可能会变厚。如同本发明进行在线热处理时，与罩式退火方法相比，热处理时间相对非常短，因此若不对其工艺条件进行精确限制，则不能获得具有足够厚度的扩散层。因此，本发明人通过控制si和mg含量以及热处理条件，即使热处理时间短至1-20秒，也可以有效地获得具有足够的厚度的扩散层。另外，根据本发明的另一个具体实施方案，可以提供一种热压成型部件，所述热压成型部件通过将上述本发明的铁铝系镀覆钢板进行热压成型而获得。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℃的温度范围将本发明的铁铝系镀覆钢板加热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，在本发明的热压成型部件中，在基础钢板表面上由立方结构的fe-al系金属间化合物构成的扩散层的厚度可以为镀层的总厚度的90％以上。此外，热压成型部件的基础钢板的组成可以与上述铁铝系合金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，对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅旨在例示本发明以更详细地说明本发明，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确定。(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，以下表2中示出的镀浴组成、660℃的镀浴温度和合金化热处理条件，在所述基础钢板的表面进行镀铝和合金化热处理。然后，在合金化热处理后进行冷却，然后用光学显微镜和扫描电子显微镜(sem)观察通过上述方法获得的铁铝系镀覆钢板的合金化镀层的结构以确认镀层和扩散层的厚度。此外，通过对用扫描电子显微镜(sem)观察合金化层部分的图2中的扩散层部分进行eds分析，确认该相是具有立方结构的fe3al和feal。此外，对图2中形成在扩散层上的合金化层部分进行eds分析，并检测出以重量％计的al：48％、fe：50％、si：2％，并确认该相是具有斜方晶系结构的fe2al5，而不是立方结构。[表1]元素csimnalpsncrtib含量(％)0.220.201.20.030.010.0020.00540.20.030.0025[表2]之后，对于各个铁铝系镀覆钢板，在大气气氛、930℃下将钢板加热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将试片加热至300℃以测量释放的氢含量，并且点焊性是根据iso18278标准进行评价，并分析电流的范围。[表3]如所述表1至表3所示，发明例1至发明例12均满足本发明中提出的镀浴成分和合金化热处理条件，从而镀覆钢板中包含具有立方结构的fe-al系金属间化合物的合金相的扩散层的厚度比为50％以上。此外，制造热压成型部件时，钢材内的扩散氢的含量为0.1ppm以下，点焊电流的范围满足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和比较例4是合金化热处理温度低于670℃的情况，由于比较例1未能充分形成扩散层，扩散层的厚度比为50％以下，比较例4的扩散层的厚度形成为小于3μm。因此，在由比较例1和比较例4的镀覆钢板制造的热压成型部件中，扩散层的厚度比小于90％，由于氢难以逸出，因此扩散氢的含量为0.1ppm以上，从而耐氢特性变差。比较例2和比较例6是合金化热处理温度超过900℃的情况，过度形成镀层和扩散层，镀层和扩散层的厚度超过20μm。因此，热压成型部件中点焊电流的范围小于1ka，因此点焊特性变差。另外，比较例3和比较例5是合金化热处理时的保持时间不在本发明的范围的情况，在比较例3的情况下，由于热处理时间非常短，未能充分形成扩散层，热压成型部件的扩散层的厚度比小至75％，因此耐氢特性降低。此外，在比较例6的情况下，由于热处理时间长至25秒，镀层厚度超过20μm，因此点焊性变差。比较例7、比较例9和比较例10是铝镀浴成分中si或mg含量不满足本发明的条件的实施例。比较例7是未添加mg的情况，比较例9是添加超过7％的si的情况，由于合金化速度变慢，未能充分形成扩散层，因此随着热压成型部件中钢材内的扩散氢的含量增加，耐氢性降低。此外，在比较例10中，由于添加超过15％的mg，镀层厚度形成为超过20μm，因此点焊性变差。比较例8是镀铝量不在本发明的范围的情况，由于镀层的厚度厚至26.7μm，扩散层的厚度比降低，因此耐氢性变差。以上，通过参考实施例进行说明，但本领域的普通技术人员可以理解在不脱离本发明的权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可以对本发明进行各种修改和改变。[附图标记的说明]1：热处理炉2：铝镀浴3：铝粉喷射装置4：合金化热处理装置当前第1页12