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CN100543170C - 具有良好耐蚀性的高强度淬火成形体及其生产方法 - Google Patents

具有良好耐蚀性的高强度淬火成形体及其生产方法 Download PDF

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CN100543170C
CN100543170C CNB2005800231363A CN200580023136A CN100543170C CN 100543170 C CN100543170 C CN 100543170C CN B2005800231363 A CNB2005800231363 A CN B2005800231363A CN 200580023136 A CN200580023136 A CN 200580023136A CN 100543170 C CN100543170 C CN 100543170C
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Abstract

镀锌系钢材中的高强度淬火成形体，其中淬火后成形制品的耐蚀性等于或大于冷压制品的耐蚀性，并且提供了其生产方法。所述高强度淬火成形体包括其中Zn为主要组分并且由30质量%或更少的Fe构成的层，所述层在淬火后成形体钢材的表面上的量为30g/m2或更多，并因此具有良好的耐蚀性。通过在氧气为0.1体积%或更多的氧化气氛中加热到800℃或更高和950℃或更低之后，对镀锌钢材淬火而生产的淬火成形体，所述钢材包括镀锌层，所述镀锌层包含独立或组合的含量为0.15质量%或更多的、具有合金化延缓功能和易氧化功能的Al、Si。

Description

具有良好耐蚀性的高强度淬火成形体及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种成形体，其具有良好的耐蚀性并且通过进行旨在对其高度强化的淬火方法而完成，以及用于生产该成形体的方法。
背景技术
近年来，为了使汽车轻量化并改进其安全性，已经开始高度强化汽车零部件以及为此所采用的原材料。对于作为其代表性材料的钢板，高强度钢板的使用比例大幅增加。然而，由于高强度钢板具有高强度，并且通常硬，因此压力可成形性中的成形自由度小；此外，还具有这样的问题，压制产品的构形冻结性差，成形产品的尺寸精度低并且压模的寿命短。为了克服这些问题，同样已经开始进行从原材料开始的改进。最近，为了获得更高强度的零部件同时为它们提供良好的构形精度，热加工和热压技术已得到广泛利用，在热加工和热压技术中将钢板加热至800℃或更高以使其软化，将其压力成形的同时快速冷却，并淬火以制造高强度的零部件；此外，冷加工淬火技术已经作为工业技术得到利用，在冷加工淬火技术中，在对其冷加工之后同样进行淬火来制造高强度零部件。
其间，由于以汽车为代表的工业机器要求在使用环境中有足够的耐蚀性，目前所采用的部件中，通过冷成形锌基镀覆钢板制成的零部件的成本低并且有良好的耐蚀性；然而，除此之外，公众已知许多发明，这些发明中将表面热处理过的钢材加热来将其淬火。
在专利文献No.1中，公开了一种高强度成形零部件的制造方法，在该高强度成形零部件中，在钢板上形成5μm-30μm厚的锌或锌合金涂层膜以便抵抗腐蚀和脱碳，并确保润滑功能。在专利文献No.2中，公开了一种用于热压的钢板，在该钢板中，在淬火处理的加热之前在镀锌层上形成阻挡层，该阻挡层抑制加热时锌的挥发。在专利文献No.3中，公开了一种用于镀锌系钢板的热压方法。在专利文献No.4中，公开了一种其中存在铁-锌固溶层的热压成形产品。
然而，根据这些方法，尽管它们在耐蚀性方面都优于那些通过对没有镀层的铁进行淬火处理而制成的模制产品，但是与通过普通冷加工成形的镀覆钢板制成的模制产品相比其耐蚀性不足。这是由于锌通过加热而挥发。为了克服该问题，对于那些要求其耐蚀性等同于普通镀覆钢板的应用已经采用了镀铝钢板，但是它们不仅成本高，而且淬火后的耐蚀性仍然低于冷成形构件的耐蚀性。
根据前述专利文献No.2，在淬火处理前，在钢材的镀锌层上形成包括氧化涂层膜的阻挡层。在该情形中，当将钢材加热到淬火温度时，或当将其加热到淬火温度并保持在该温度时，由于在钢材上最初形成的阻挡层和镀锌层之间的热膨胀差，镀锌层上可能会大量产生裂纹。在该情形中，由于这些裂纹，锌的挥发量很可能会大量增加，并且为了获得淬火处理后耐蚀性良好的镀层，这不一定足够。
为了克服这些问题，强烈要求一种技术，该技术使得可以高度强化淬火并改善镀锌系钢材的耐蚀性，这这更主要是出于成本考虑。
专利文献No.1：日本未审专利公开公报(KOKAI)No.2001-353548
专利文献No.2：日本未审专利公开公报(KOKAI)No.2003-73774
专利文献No.3：日本未审专利公开公报(KOKAI)No.2003-126920
专利文献No.4：日本未审专利公开公报(KOKAI)No.2003-126921
考虑前述问题，本发明提供一种具有良好的耐蚀性的高强度的淬火成形体及其生产方法，该方法采用实施了成本优异的镀锌系钢材的成型体钢材，并且其中淬火后成形体钢材的耐蚀性等于或高于冷成形制品。
发明内容
首先，本发明人认真研究了在淬火所需的800℃或更高的的温度下热加工之后镀锌系钢材的耐蚀性劣于普通镀锌钢材的耐蚀性的原因，例如，合金化熔融锌镀覆钢材的耐蚀性。结果，发明人认为耐蚀性差的原因不仅是因为Zn挥发使得镀覆量减少，而且因为构成镀锌层的Zn溶解到Fe中使得Fe转变为其中Fe为主要组分的Fe-Zn合金层。即，普通镀锌钢材更多是通过Zn在腐蚀时氧化转变成致密的保护膜的作用而非通过牺牲腐蚀保护表现出耐蚀性。然而，由于在800℃或更高的温度热加工的镀锌系钢材形成Fe％大的Fe-Zn合金层，没有表现出耐蚀性，仅管钢材表面中的Zn含量在数量上与其在普通镀锌系钢材中相比是过剩的。发明人认为，这是因为通过淬火产生的Fe-Zn合金层中Fe成为主要组分，并且因此Zn的氧化膜由于淬火时氧化的Fe的体积膨胀而不能成为致密膜。因此，本发明人基于以下观点实现本发明，为了具有所表现的耐蚀性，更重要的是其中Zn为主要组分以使得品质良好(Fe％较少)的Zn-Fe合金层存在足够的量。
根据本发明第一方面的高强度淬火成形体，耐蚀性良好的高强度淬火体的特征在于其包括淬火后的成形体钢材；和设置于成形体钢材表面上的层，所述层与成形体钢材一起进行淬火处理，所述层由作为主要组分的Zn制成并且所述层由30质量％或更少的Fe构成；并且其中Zn为主要组分并且由30质量％的Fe构成的所述层的含量是30g/m2或更多。要注意的是本说明书中的％指质量百分比。
这里，短语“Fe：30质量％”意指将所述层取作100质量％的情况下的Fe％。“m2”意指每1m2，成形体钢材的单位表面积。
“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的层”是其中Fe较少而Zn较多并具有高耐蚀性的层。甚至当镀锌层与成形体钢材一起进行淬火处理，直到“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的层”以预定值(30g/m2)或更多存在时，淬火成形体的耐蚀性变得令人满意。
根据本发明第二方面的用于生产具有良好耐蚀性的高强度成形体的本发明的方法，其特征在于，依次进行下列步骤：
制备其上涂覆镀锌层的成形体钢材的步骤，所述镀锌层以0.15质量％或更多的独立或组合含量包括具有合金化延缓功能和易氧化功能的Al、Si；和在氧气为0.1体积％或更多的氧化气氛中加热到800℃或更高以及950℃或更低之后，对所述成形体钢材进行淬火的步骤，由此生产：
高强度淬火成形体，包括：淬火后成形体钢材；和设置在所述成形体钢材表面上的层，所述层与所述成形体钢材一起进行淬火处理，所述层由作为主要组分的Zn制成并且所述层由30质量％或更少的Fe构成；并且其中Zn为主要组分且由30质量％或更少的Fe构成的所述层的含量为30g/m2或更多。
这里，短语“0.15质量％或更多”意指将淬火前镀锌层取作100质量％的情况下易氧化元素(Al和/或Si)的量。
通常，在800℃或更高温度的热加工中，由于Zn具有足够的蒸气压力，并且由于其在加热炉内蒸发，因此不大可能维持镀锌层的Zn量。因此，在淬火时加热镀锌层之前，通过使淬火处理前镀锌层中具有0.15质量％或更多的易氧化元素(Al和/或Si)，和通过使得炉内存在氧气体积百分比为0.1％或更多的氧化气氛，将镀锌层表面中的易氧化元素持续氧化同时抑制加热引起的体积变化，并因此可以形成致密氧化膜。从而，甚至当为了淬火在淬火温度区域(800℃或更高和950℃或更低)的加热温度范围内对其进行加热时，抑制镀锌层中Zn的挥发成为可能。
根据本发明这样的方法，由于氧化物在镀锌层中随着淬火处理的加热开始逐渐生长，从而抑制了锌的挥发。因此，在淬火处理后，可获得令人满意的预定值(30g/m2或更多)的“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的层”，并由此确保其耐蚀性。
顺便提及，还可以考虑在钢材的镀锌层上形成由氧化膜构成的阻挡层的措施。然而在这种情况下，当将钢材加热到淬火温度时，或将其加热到淬火温度并保持在该温度时，由于初始形成在钢材上的阻挡层和镀锌层之间的热膨胀差，镀锌层上可能会大量产生裂纹。在这种情况下，由于裂纹，锌的挥发量可能增加。因此，可以推断的是，在淬火处理后，为了在镀锌层中获得耐蚀性良好的层(其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的层)，这是不够的。
[发明效果]
根据本发明，甚至当进行淬火处理时也能保持镀锌层中锌含量充足。因此，使得淬火后成形体零部件的耐蚀性等于或高于冷加工模制产品的镀锌系钢材，也可获得通常用于汽车或工业机器中的镀锌系钢材，另外也可显著改进高强度零部件的尺寸精度。因此，可以有利推进汽车以及工业机器的重量减轻，安全改进和防锈改进，并因此工业贡献极大。
附图说明
图1是用于图解比较例No.2中的电解剥离(come-off)曲线的说明图。图2是用于图解比较例No.9中的电解剥离曲线的说明图。图3是用于图解实施例No.6中的电解剥离曲线的说明图。图4是用于图解比较例No.1中的电解剥离曲线的说明图。图5是用于图解比较例No.10中的电解剥离曲线的说明图。图6是用于图解实施例No.9中的电解剥离曲线的说明图。图7是用于图解实施例No.10中的电解剥离曲线的说明图。图8是用于图解比较例No.5中的电解剥离曲线的说明图。
具体实施方式
本发明的高强度淬火成形体包含淬火后成形体钢材以及设置在所述成形体钢材表面的层，所述层与所述成形体钢材一起进行淬火处理，所述层由作为主要组分的Zn制成，并且由30质量％或更少的Fe构成。“Zn为主要组分，并且由30质量％或更少Fe构成的层”具有良好的耐蚀性并且其含量为30g/m2或更多。
这里，在“Zn为主要组分，并且由30质量％或更少Fe构成的层”中，当取所述层为100质量％时，优选Zn的含量为70质量％或更多，80质量％或更多，或90质量％或更多。甚至当进行淬火处理时，如果镀层富含Zn，则可确保高的耐蚀性。
本发明的具有良好耐蚀性的高强度淬火成形体可通过在氧化气氛中加热镀锌钢材，然后对其淬火而获得，所述镀锌钢材包括含Al和Si每一种的镀锌层，它们具有合金化延缓功能和易氧化功能，Al和Si独自或组合含量为0.15质量％或更多，该氧化气氛中氧气为0.1体积％或更多，温度范围为800℃或更高和900℃或更低，同时适当调节加热时间。对于氧化气氛，典型的氧可以为：体积百分比为0.1％或更多，氧：体积百分比1％或更多，或者氧：体积百分比20％或更多。
此外，在淬火时的加热之前，当将镀锌层取作100质量％时，镀锌层包含元素Al和Si中的每一种，它们的独立或组合含量为0.15质量％或更多。也可优选包含Mg、Ti或稀土元素(Ce)作为易氧化元素。这里，具有合金化延缓功能的元素意指延缓构成钢材基体金属的铁扩散到镀锌层的元素。在该情形中，由于延缓了钢材的铁扩散到镀锌层，可以降低镀锌层中的铁％。此外，易氧化元素是指易于产生氧化膜的元素。要注意的是，由于Al和Si是易氧化元素同时也是合金化延缓元素，它们可同时表现出这两种功能：易氧化功能和合金化延缓功能。要注意的是，当Al和Si过量时，镀层中的Zn量相对下降。
这里，当前述的淬火处理前的镀锌层中独立或组合包含Al、Si时，下限值可以是例如0.16质量％或更多，0.18质量％或更多，0.20质量％或更多，0.30质量％或更多，0.40质量％或更多，0.60质量％或更多，等等。对于上述元素(Al和Si)的可与那些下限值结合的上限值，可以是例如3质量％或更少，4.5质量％或更少，4.7质量％或更少，4.9质量％或更少，6质量％或更少，和20质量％或更少。
此外，除了上述的Al和Si之外，可优选包含Mg、Ti和稀土元素的一种或两种或更多作为镀锌层中的易氧化元素。在该情形中，可以使氧化膜更牢固，并且可以更多抑制Zn的挥发。因此，淬火处理前镀锌层可以以例如3.0质量％或更少，或2.0质量％或更少的量包含Mg、Ti、稀土元素(Ce，等等)Fe、Ni和Co中的一种或两种或更多。
当上述易氧化元素少于0.15质量％，或在这样的中性气氛和还原性气氛中，即炉内气氛为氧气体积百分比少于0.1％时，不能充分形成易氧化元素的致密氧化膜。在该情形中，发生Zn挥发，因此防锈用的Zn含量降低。此外，当加热温度远低于前述温度范围时，尽管对防止Zn的挥发有利，但是，不能充分实现初始目的，即淬火获得高强度成形体。当加热温度高于前述温度范围时，即使具有易氧化元素形成的氧化膜，也不能抑制由于Zn的沸腾而引起的挥发。
根据本发明，可以列举一种方式，其中在生长氧化膜时进行淬火时的加热。此外，为了使得耐蚀性等于或大于普通镀锌层的耐蚀性，“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金”应当以30g/m2或更大的量制成。为了达到这样的目的，作为合金化延缓元素也是易氧化元素，优选包含Al、Si，其独立或组合含量是0.15质量％或更多。
在淬火加热，甚至加热到800℃或更高的高温之前，当镀锌层中具有0.15质量％或更多的前述元素时，可以显著控制Zn向基体铁中的扩散。结果，即使在淬火后，可以使得“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层”为30g/m2或更多。在该情形中，可以将其设置在40g/m2或更多，50g/m2或更多，80g/m2或更多，100g/m2或更多，200g/m2或更多，250g/m2或更多，等等。
相反，当前述元素少于0.15质量％时，Zn向钢材的基体铁中的扩散太快；“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层”实质上消失，直至钢材温度达到800℃；从而因此不能显示出有利的耐蚀性。要注意的是，镀锌层中合金化延缓元素的浓度的上限值可以在不改变该Zn-Fe合金层的范围内，因为添加它们是为了获得“其中Zn为主要组分并且由为30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层”；此外，考虑成本，当取淬火前镀锌层为100质量％时，合金化延缓元素可以为20质量％或更少是足够的。
考虑将其保持在加热温度的保持时间，尽管这取决于要加热的钢材(钢板)的厚度(板厚)，氧浓度，等等，但是它可以是钢材作为整体达到淬火所需温度的温度。例如，可以为例如1秒-50分钟，和10秒-20分钟。通常，钢材的厚度越薄加热时间越短，而钢材的厚度越厚加热时间越长。当用于将温度升高到目标温度的升温时间恰当时，保持时间可以是0秒或0分钟。
此外，当通过钢材的厚度、炉长和操作装置来延长加热时间时，优选增加镀层中每单位面积合金化延缓元素的量(镀层中这些合金的浓度增加或镀覆量的增加)。
对于所述加热方法，可以是诸如感应加热的内部加热和诸如红外线加热、气体加热和电炉的外部加热中的任一种，并且可以使用这些方法的组合来缩短加热时间。要注意的是，对于Zn的镀覆量，尽管其取决于目标耐蚀对象，但是其可以为40g/m2或更多；然而，当考虑操作加热炉的时间以及温度波动时，优选为60g/m2或更多；当考虑由钢材在炉内的布置产生的Zn流动(running)时，其优选为300g/m2或更少。特别地，其可优选为180g/m2或更少，使得即使当垂直布置时，也几乎不出现流动。
由前述原理可清楚，可以通过熔融锌镀覆方法来制备前述镀锌层，在该方法中通过将其浸没到熔融状态的锌中使镀锌层附着到其上。尽管可以采用已预先合金化的合金化熔融镀锌材料，但这会导致合金化延缓元素(Al、Si等等)的过量消失，并因此该作用倾向于降低。此外，尽管也可采用电镀锌的方法，但是由于需要添加合金化延缓元素(Al，Si等等)的预处理等从而成本高。
接着，仅管在淬火时，可以以使得淬火可能的冷却速率进行；但其可以是任何一种方法，例如水冷却成形体钢材，通过与模具接触冷却，以及气冷。对于通过与模具接触冷却的方法，可以提及模压淬火。通过淬火，可以获得淬火结构。
要注意的是，在本方法的方式可以是以下任意一个[1]将镀锌系钢材冷加工之后，加热并然后冷却，[2]将钢材冷加工并然后镀锌之后，加热并然后冷却[3]将镀锌钢材以所谓热压加热后，加工并冷却。
尽管没有特别限定成形体钢材的构形，但可以是例如类板状和块状。对于类板状的厚度，尽管没有特别的限制，但可以是例如1mm或更少，2mm或更少，5mm或更少以及10mm或更少；然而，不局限于此。对于成形体钢材的碳含量，其可以为可硬化的量；当取成形体钢材为100质量％时，其可以是例如0.01-0.9质量％，0.1-0.7质量％以及0.1-0.4质量％，然而不局限于此。
接着，对于钢材的组分，任一种普通可硬化钢材都是容许的。通常，尽管可以列举下列钢材组分，但是并不局限于此。作为钢材组成的钢材组分按质量百分比计包括C：0.01-0.30％，Si：0.005-1.0％，Mn：0.01-3.0％，P：0.005-0.10％，S：≤0.02％，和N：0.001-0.01％。要注意的是，作为钢材的组分，优选包括B：2-100ppm，Cr：0.02-0.500％，Mo：0.001-0.500％，和Ni：0.001-1.000％；此外，作为钢材的组成元素，优选包含选自Nb：0.005-0.100％，V：0.005-0.100％，Ti：0.005-0.100％以及Zr：0.005-0.100％中的一种或两种或多种。
接着，将描述淬火后的成形体钢材。根据本发明，淬火后成形体钢材表面上的“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层”的量应当为30g/m2或更多。当少于30g/m2时，由于合金层在腐蚀时产生Fe锈并体积膨胀，所述合金层通过淬火时的加热产生且其中Fe为主要组分，因此不能获得足够的耐蚀性。要注意的是，对于通过加热产生且其中Fe为主要组分的Zn-Fe层，尽管对其没有特别的限制，但是在本发明中，其通常产生的量为5g/m2或更多。淬火后强度使得可以获得所需的强度；尽管其取决于目的，但是可以为800Mpa或更大。
要注意的是，在淬火处理后，即使当为了改进涂层附着性或化学可处理性而利用碱性液体或酸性液体去除表面氧化层时，只要存在“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层”，其也落入本发明的范围内。此外，甚至当为了进一步改进耐蚀性或改进化学可处理性而Zn-Fe合金层(镀锌层)中包含诸如Ni，Co，Mn，P和B的元素时，只要Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe形成，则也落入本发明的范围。
[实施例]
本发明的实施例将随同比较例一起命名。对于钢材(成形体钢材)，使用通过普通生产方法生产的热轧钢板和冷轧钢板。表1具体说明了这些钢的组分。并且将镀锌层覆盖到钢材上，由此形成试样。表2具体说明了镀锌层的数据，和淬火处理的加热条件的数据。表3具体说明了淬火处理后的数据。这里，表2具体说明了试样的钢种、试样的板厚、镀覆条件(镀覆方法、镀覆量、内部Zn量、镀层的组成、上层镀层的镀覆形式、上层镀层的镀覆量、以及淬火处理中的加热条件(加热方法、加热温度、保持时间、加热气氛、和氧气浓度))。这里“保持时间”指将它们保持在加热温度、目标温度的时间；并且当温度下降到加热温度后立即对试样进行淬火，保持时间变为0分钟。加热气氛中“空气比＝1”指是理论燃烧量的一倍。“空气比＝1.1”指是理论燃烧量的1.1倍。
表3具体说明了淬火处理中的冷却方法、“Fe<30％的Zn-Fe合金层”的数据、“30％<Fe的Zn-Fe合金层”的数据、Zn的挥发量、耐蚀性(膨胀宽度)、和强度。这里，表3中所说明的“Fe<30％的Zn-Fe合金层”等价于“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层(相当于稍后描述的部分“A”)”。此外，“Fe<30％的Zn-Fe合金层”等价于“其中Fe为主要组分并且超过30质量％Fe的层(相当于稍后将描述的部分“B”)”。
这里，通过电镀难以将易氧化元素和合金化延缓元素添加到镀层中。因此，将预定量的易氧化元素和合金化延缓元素添加到熔融镀Zn浴中，并进行普通镀覆熔融Zn的方法。要注意的是，对于其中Si>0.2％，Mn>1.5％且B>15ppm的钢种(在表1中为“D”)，由于镀覆润湿性不够，在通过电镀形成5g/m2的Fe镀层作为底镀层之后，在底镀层上形成熔融Zn镀层(实施例No.28和比较例No.13)。
可以按下述方式将Fe，Ni和Co添加到镀Zn层中。即，使用下述已准备好的镀浴；在淬火前，将上层电镀施加到熔融锌镀层的顶部。此后，利用淬火时的加热将Fe，Ni和Co扩散到镀锌层中(实施例No.23-26)。对于上层电镀，可如下进行。
电镀Fe：硫酸亚铁镀浴
电镀Ni：Watt浴
电镀Co：硫酸钴镀浴
要注意的是，根据本实施例，在淬火处理前不进行在镀锌层上主动形成阻挡层的处理。
对于淬火处理，基于表2中具体说明的加热条件，在电炉或高频感应加热炉，或煤气炉或红外线加热炉内，在空气气氛中，或在预定空气比的气氛中将钢板加热到加热温度。此后，将钢板从炉内取出；然后，基于表3中具体说明的冷却方法，通过水冷、或模压冷却，或气冷对钢板淬火，由此进行淬火。
根据本实施例，对于“Fe<30％的Zn-Fe合金层”的分析如下。即，将具有镀锌层的试样放入150g/升的氯化铵(NH4Cl)水溶液中同时使用饱和甘汞电极作为参比电极；然后，在室温下通过使用4mA/cm2的恒定电流电解的方式电解，将镀层剥离至层“G”(层“G”：实施例和比较例中的图的部分“A”)，在这里电势极大地改变到-800mV以下(相对于SCE(甘汞电极))的电势。这里，“-800mV(相对于SCE)”意指负侧电势，比标准甘汞电极的电势低800mV的电势。该电解液包括溶解部分“A”产生的组分。利用ICP(感应耦合等离子体)分析设备对部分“A”溶入其中的电解液进行分析。借此，对于“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层”，确定Fe量，Zn量和组成比；并然后确定合金层量(g/m2)，内部锌量(g/m2)和Fe％，作为表现出防锈效果的镀覆量。它们在表3中具体说明。
此外，对于“30％<Fe的Zn-Fe合金层”，对其进行电解直到前述层“G”，剥离镀锌层的部分“A”；此后用新的溶液代替电解液；将其持续电解至铁的电势(大约-560mV(相对于SCE))(相当于实施例和比较例中图的部分“C”)。该电解液包括由溶解部分“B”产生的组分。利用ICP分析设备对电解液进行类似的分析；确定Fe量，Zn量和组成比；然后确定合金层量(g/m2)，内部锌量(g/m2)和Fe％。它们在表3中具体说明。这里，在表3中，“Fe<30％的Zn-Fe合金层”列和“30％<Fe的Zn-Fe合金层”列中所述的“合金层量g/m2”是指包括在Zn-Fe合金中的诸如Zn，Fe，Al和Si的合金元素的总量。此外，在表3中，“Zn挥发量”为通过ICP测量的热处理前Zn量和热处理后的Zn量之间的差。
在表3中，根据实施例No.1-28，“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层(相当于部分“A”)”在淬火后以30g/m2或更多的量制成。在该层中，内部锌量为14g/m2或更多。“内部锌量”是指“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe合金层(相当于部分“A”)”中的Zn量。
对于强度，为了使得生产后的强度评价更坚韧，利用气体喷射流冷却试样(JIS#5拉伸试样)；此后通过将它们在“L”方向拉伸而对其进行评价。评价结果在表3中具体说明。超过800Mpa的那些评价结果是令人满意的。根据实施例No.1-28，它们超过800Mpa。
对于耐蚀性，以下列方法评价试样：进行脱脂，利用制造者所指定的“Palbond LA35(由NIHON PARKERIZING公司生产)”在制造后的表面上进行化学处理；进一步实施15μm厚的阳离子电沉积涂层(“Powernics 110”：由NIPPON PAINT公司生产)；然后，对其进行横向切割，在进行300周期测试之后测量腐蚀试验条件下(SAE-J2334，美国汽车工业协会标准)横向切割部分的涂料膜膨胀宽度(一侧)。测量结果在表3中具体说明。
为了使本发明更明确，在图1-8中显示说明了电解剥离曲线，该曲线是实施例和比较例使得镀层电解剥离期间的曲线。电解剥离曲线表示了从电解开始到基体铁。图1图解了比较例No.2。图2图解了比较例No.9。图3图解了实施例No.6。图4图解了比较例No.1。图5图解了比较例No.10。图6图解了实施例No.9。图7图解了实施例No.10。图8图解了比较例No.5。
图2中图解的比较例No.9是通过熔融锌镀覆但不进行淬火制成的普通合金钢板。在图2中，部分“A”是表现出大约-800mV(相对于SCE)或更少的电势的区域，并标明由30质量％或更少的Fe构成的层。由图2和表2可以理解的是，在比较例No.9中，镀层由“30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe层”构成，其表现出大约-800mV(相对于SCE)或更少的电势，即仅为部分“A”。在比较例No.9中，由于没有进行淬火时的加热，因此没有产生后面所述的部分“B”。并且，在部分“A”的层溶解之后，暴露出显示约-560mV电势的部分“C”铁(试样的铁基底)。
图5中图解的比较例No.10为普通合金钢板，其是通过熔融锌镀覆制成但不进行淬火。从图5和表2可以理解的是，比较例No.10具有类似于比较例No.9的部分“A”和部分“C”。由于没有进行淬火时的加热，因此没有产生后面所述的部分“B”。如上所述，部分“A”是表现出大约-800mV(相对于SCE)或更少的电势的区域，并且是由包括30质量％或更少的Fe的Zn-Fe层。因此，部分“A”相当于其中Fe较少而Zn较多并且耐蚀性令人满意的层。部分“C”相当于构成试样的铁基底(成形体钢材)。要注意的是，尽管是应当的，但是它们两个(比较例No.9和No.10)在具体说明的表3中都没有变为高强度，因为它们没有通过淬火得到强化。
这里，图3图解了实施例No.6的电解剥离曲线。图6图解了实施例No.9的电解剥离曲线。图7图解了实施例No.10的电解剥离曲线。图8图解了比较例No.5的电解剥离曲线。根据实施例No.6、实施例No.9、实施例No.10和比较例No.5，除部分“A”和部分“C”之外还存在部分“B”，如图3、图6、图7和图8中所示。这里，部分“B”表现了从大约-560mV(相对于SCE)的电势的区域下降到大约-800mV(SCE)电势的区域的中间电势。该部分“B”是通过进行淬火时的加热在镀锌层内产生并且为“其中Zn较少而Fe为主要组分(Fe的质量百分比超过30％)的Zn-Fe合金层”的层。本发明的主要目的是，使耐蚀性良好的部分“A”而不是耐蚀性不够的部分“B”为30g/m2或更多。
图3中图解的实施例No.6，图6中图解的实施例No.9，图7中图解的实施例No.10，以及图8中图解的比较例No.5中，将包括0.16质量％的合金化延缓元素和易氧化元素的镀锌钢板在0.10体积％的氧气氛中加热到850℃；然后在仅改变保持时间的情况下进行淬火。在比较例No.5中，尽管钢板的厚度为1.6mm，由于保持时间长达15分钟，“由30质量％或更少的Fe构成的Zn-Fe层”为18g/m2，并少于30g/m2。从实施例No.9和No.10以及比较例No.5之间的比较可以看出，当加热时间变得更长时，部分“A”减少而部分“B”增加。
从表2和表3可以理解，比较例No.1是通过加热对普通电镀锌钢板进行淬火。在比较例No.1中，由于没有合金化延缓元素和易氧化元素(Al，Si)的存在，尽管加热条件缓慢，但是没有部分“A”存在而变成单独的部分“B”，没有显示出耐蚀性，并且锌也挥发强烈。
从表2和表3可以理解，比较例No.2是通过加热对合金化熔融镀锌钢板进行淬火。在比较例No.2中，由于合金化延缓元素和易氧化元素较少(Al：0.10质量％)并且预先进行合金化处理，因此没有部分“A”存在但是部分“B”的生长显著；表现出的耐蚀性远差于比较例No.1的耐蚀性，并且锌也挥发强烈。
如表3中具体说明的，在根据本发明的实施例No.1-28中，使“其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成(Fe质量百分比9-23％)的层”(相当于部分“A”)为30g/m2或更多(31-223g/m2)的量。在这些实施例No.1-28中，膨胀宽度小并且因此耐蚀性令人满意。顺便提及，实施例No.5表现出Fe：9质量％，实施例No.9表现出Fe：23质量％。实施例No.5表现为223g/m2，而实施例No.10表现为31g/m2。
此外，通过淬火时的加热产生并且其中Fe为主要组分的合金层(相当于部分“B”)以5g/m2或更多(5-155g/m2)的量形成。如上，为了证明镀锌系钢材中的淬火后耐蚀性，通过抑制和控制部分“B”的产生而留下预定量或更多的具有耐蚀作用的部分“A”来实现本发明，所述抑制和控制由淬火中的加热产生，并抑制锌的挥发。
Figure C200580023136D00181
Figure C200580023136D00201
Figure C200580023136D00211
Figure C200580023136D00221
Figure C200580023136D00231
Figure C200580023136D00241
Figure C200580023136D00251
Figure C200580023136D00261
Figure C200580023136D00271
要注意的是，在淬火处理前，还可以考虑在钢材的镀锌层上形成包括氧化膜的阻挡层的措施；然而在该情形中，当将钢材加热到淬火温度时，或当将其加热到淬火温度并保持在该温度时，由于初始形成在钢材上的阻挡层和镀锌层之间的热膨胀差异镀锌层中可能大量出现裂纹。在该情形中，由于这些裂纹，锌的挥发量非常可能增加；并且，在淬火处理之后，这不一定足以获得耐蚀性良好的镀层。在该情形中，认为部分“A”的比例不如本发明中的部分“A”的比例大；并且与本发明相比，部分“B”的比例变得更大。
从前述说明可以领会下列技术要点。
一种高强度淬火成形体，其具有良好的耐蚀性，特征在于：其包括淬火后成形体钢材；和镀锌层，该镀锌层设置在所述成形体钢材的表面并与所述成形体一起进行淬火处理；所述镀锌层包括其中Zn为主要组分，并且由30质量％或更少的Fe构成的层；以及其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的所述层以30g/m2或更多量制成。
一种用于生产高强度淬火成形体的方法，其中依次执行下列步骤：制备其上涂覆有镀锌层的成形体钢材的步骤，所述镀锌层包括独立或组合含量为0.15质量％或更多的Al和Si的每一种，它们具有合金化延缓功能和易氧化功能；和将所述成形体钢材加热到淬火温度区域后在氧气为0.1体积％或更多的氧化气氛中进行所述成形体钢材的淬火步骤，由此生产高强度淬火成形体，其包括淬火后的所述成形体钢材；和设置在所述成形体钢材表面上的层，所述层与所述成形体钢材一起进行淬火处理，所述层由作为主要组分的Zn制成，并且所述层由30质量％或更少的Fe构成；并且使其中Zn为主要组分并由30质量％或更少的Fe构成的所述层为30g/m2或更多的量。对于所述淬火温度区域，可以为800-950℃。
本发明并不局限于上面所描述并在附图中所图解的实施例，并且可以在不背离本发明的范围和主旨的情况下对其进行适当的修改。
工业实用性
本发明可以用于高强度淬火成形体及其生产方法。

Claims (5)

1、一种用于生产高强度淬火成形体的方法，在所述方法中依次进行下列步骤：
制备成形体钢材作为起始材料的步骤，所述成形体钢材上涂覆有镀锌层，所述镀锌层在淬火处理前是通过熔融锌镀覆制成的镀层，所述镀锌层包括具有合金化延缓功能和易氧化功能的、独立或组合的含量为0.15质量％或以上的Al和Si中至少一种；和
在氧气为0.1体积％或更多的氧化气氛中，作为一个步骤将所述成形体钢材加热到800℃或更高以及950℃或更低的步骤；
对所述加热的钢材进行淬火的步骤，由此生产高强度淬火成形体；
其中所述高强度淬火成形体包括：淬火后成形体钢材；和设置在所述成形体钢材表面上的层，所述层与所述成形体钢材一起进行淬火处理，
其中所述层由作为主要组分的Zn制成并且所述层由30质量％或更少的Fe构成；
并且使其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的所述层为30g/m2或更多的量。
2、权利要求1所述的用于生产高强度淬火成形体的方法，其特征在于通过水冷，模具冷却或气冷的方式进行所述成形体钢材的淬火。
3、权利要求1所述的用于生产高强度淬火成形体的方法，其特征在于，在淬火处理的加热之前，所述镀锌层包括独立或组合的含量为0.15％或更多和20质量％或更少的Al、Si。
4、权利要求1所述的用于生产高强度淬火成形体的方法，其特征在于在淬火处理之后，其中Zn为主要组分并且由30质量％或更少的Fe构成的所述层，在饱和甘汞电极(SCE)为参比电极时表现出-800mV以下(相对于SCE)的电势。
5、权利要求1所述的用于生产高强度淬火成形体的方法，其特征在于，在淬火处理的加热之前，所述镀锌层包括2.0质量％或更少的Mg、Ti、稀土元素、Fe、Ni和Co中的至少一种或两种或更多。
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