CN115667571A

CN115667571A - 热压部件

Info

Publication number: CN115667571A
Application number: CN202180037187.0A
Authority: CN
Inventors: 铃木优贵; 楠见和久; 江口晴彦; 藤田宗士; 布田雅裕; 田畑进一郎
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-08-20
Filing date: 2021-08-20
Publication date: 2023-01-31
Also published as: KR20230005235A; JP7332967B2; JPWO2022039275A1; WO2022039275A1

Abstract

一种热压部件，具有母材钢板和形成于所述母材钢板上的Al‑Fe合金镀层，所述Al‑Fe合金镀层，厚度为10.0μm以上，以质量％计含有30％以上的Al、和选自作为耐蚀性提高元素的W、Mo、Sb、Sn、Cr、Co、Cu、Ni、Ta、Ca、Mg、Sr、Se、Re、Hf中的1种或两种以上，在将在从所述Al‑Fe合金镀层的表面起算向所述热压部件的板厚中心部方向直到8.0μm为止的范围中最大浓度在所述耐蚀性提高元素之中成为最大的元素设为B1元素，将所述B1元素的所述最大浓度设为C_max，将所述热压部件的板厚设为t，将从所述热压部件的表面起算向所述板厚中心部方向为t/4的位置设为t_Q，将所述t_Q的位置的所述B1元素的浓度设为C_Q的情况下，C_max/C_Q为0.05以上且30.00以下。

Description

热压部件

技术领域

本发明涉及热压部件。

本申请基于在2020年08月20日向日本申请的专利申请2020-139257号主张优先权，在此援引其内容。

背景技术

近年来，为了环境保护和防止全球变暖，抑制化学燃料的消耗的要求提高，该要求对各种制造业给予影响。例如，关于作为移动手段在每天的生活、活动中不可缺少的汽车也不例外，要求通过车身的轻量化等来提高燃料经济性等。然而，对于汽车而言，仅进行车身的轻量化有可能导致安全性的降低，因此在产品质量上不允许。因此，在进行车身的轻量化的情况下，需要确保适当的安全性。

汽车的许多结构采用铁、特别是钢板来形成，降低钢板的重量对车身的轻量化来说是重要的。另外，这样的对钢板的要求，不仅在汽车制造业有，在各种制造业中都同样地有。对于这样的要求，如果仅降低钢板的重量，则可想到将钢板的板厚减薄。但是，将钢板的板厚减薄会导致结构物的强度降低，因此并不令人满意。因此，近年来，关于通过提高钢板的机械强度，即使比在其以前使用的钢板薄也能够维持或提高由钢板构成的结构物的机械强度的钢板进行了研究开发。

通常，具有高的机械强度的钢板在弯曲加工等的成形加工中存在形状冻结性降低的倾向。因此，在加工成复杂的形状的情况下，加工本身变得困难。作为解决关于该成形性的问题的手段之一，可列举所谓的“热压法(有时也称为热模压法、热冲压法、高温压制法、模压淬火法)”。在该热压法中，将作为成形对象的材料加热至高温，对通过加热而软化的钢板进行压制加工而成形，在成形的同时或成形后进行冷却。根据该热压法，由于将材料暂时加热至高温而使其软化，因此能够容易地将该材料进行压制加工。而且，通过由成形时或成形后的冷却带来的淬火效果，能够提高材料的机械强度。因此，可采用该热压法来得到具有良好的形状冻结性和高的机械强度的成形品。

然而，在将该热压法应用于钢板的情况下，在需要耐蚀性(例如涂装后耐蚀性)的构件等中，需要在加工后对构件表面进行防锈处理、金属被覆。因此，需要对构件的表面清洁化工序、表面处理工序等，生产率降低。

针对这样的课题，在专利文献1中记载了一种热压用铝系镀层钢板，其中，在钢的表面具有以Al为主体且含有Mg和Si的Al系金属被覆层。

在专利文献2中规定了热压用钢板的表面的组成，并记载了钢的表面的Al-Fe合金层表面的AlN量为0.01～1g/m²。

在专利文献3中，记载了一种汽车部件，该汽车部件在钢板的表面具有Al-Fe金属间化合物层，而且在Al-Fe金属间化合物层的表面具有氧化膜，在钢板与Al-Fe金属间化合物层之间具有bcc层，所述bcc层具有Al；并记载了热压后的Al-Fe合金层表面的氧化膜厚度。在该专利文献3中记载了：通过以使得氧化膜成为规定的厚度的方式加热镀铝钢板，来使Al-Fe合金层形成直至表层，并且，抑制电沉积涂装后的涂膜缺陷、和密合性的降低，确保涂装后耐蚀性。

但是，近年来，对涂装后耐蚀性所要求的水准变得更高，在专利文献1中所记载的热压用铝系镀层钢板中，对于那样的高的要求，涂装后耐蚀性未必充分。另外，在专利文献1中所记载的热压用铝系镀层钢板中，对于最表面的组成、结构没有规定，最表面的组成、结构与涂装后耐蚀性的关系尚不明确。

在专利文献2中，通过将Al-Fe合金层的表面的AlN量设为规定的范围，可观察到涂装后耐蚀性有某种程度的改善，但存在进一步改善的余地。

另外，即使如专利文献3所记载的那样控制Al-Fe合金层的结构、厚度，对于近年来所要求的高的水准，涂装后耐蚀性也未必充分。其原因有可能是由氧化膜与化学转化处理剂的反应性降低导致的化学转化处理剂附着量的减少等。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2003-034845号公报

专利文献2：日本国特开2011-137210号公报

专利文献3：日本国特开2009-293078号公报

发明内容

如上所述，在现有技术中，存在不能够充分确保热压部件的涂装后耐蚀性的课题。本发明是鉴于这样的问题而完成的，其目的是提供镀层密合性及涂装后耐蚀性优异的热压部件。

本发明人对于以在加工后不对构件表面进行防锈处理、金属被覆的制造方法为前提来使热压部件的涂装后耐蚀性提高的方法进行了研究。其结果发现：通过使供于热压的镀铝钢板的母材中含有耐蚀性提高元素，并使该耐蚀性提高元素扩散以使得其在通过热压的加热而形成的Al-Fe合金镀层中具有规定的浓度分布，由此相对于盐水等的腐蚀因子，Al-Fe合金镀层与以往相比变得难以溶解，或在Al-Fe合金镀层部分溶解之后在Al-Fe合金镀层的表面生成坚固且致密的腐蚀生成物，另外，作为其结果，能够制造涂装后耐蚀性优异的热压部件。

另外，得到了以下见解：为了控制耐蚀性提高元素以使得其在Al-Fe合金镀层中成为规定的浓度分布，通过适当地控制制造母材的热轧工序以及热压工序中的制造条件，使特定的元素浓化于冷轧钢板表面直到镀覆完成时，并在该状态下进行热压是重要的。

基于上述见解而完成的本发明的主旨如下。

(1)本发明的一方式涉及的热压部件，是具有母材钢板和形成于所述母材钢板上的Al-Fe合金镀层的热压部件，所述Al-Fe合金镀层，厚度为10.0μm以上，以质量％计含有30％以上的Al、和选自作为耐蚀性提高元素的W、Mo、Sb、Sn、Cr、Co、Cu、Ni、Ta、Ca、Mg、Sr、Se、Re、Hf中的1种或两种以上，在将在从所述Al-Fe合金镀层的表面起算向所述热压部件的板厚中心部方向直到8.0μm为止的范围中最大浓度在所述耐蚀性提高元素之中成为最大的元素设为B1元素，将所述B1元素的所述最大浓度设为C_max，将所述热压部件的板厚设为t，将从所述热压部件的表面起算向所述板厚中心部方向为t/4的位置设为t_Q，将所述t_Q的位置的所述B1元素的浓度设为C_Q的情况下，C_max/C_Q为0.05以上且30.00以下。

(2)根据上述(1)所述的热压部件，所述Al-Fe合金镀层可以由1种或两种以上的金属间化合物构成。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热压部件，所述母材钢板可以具有下述化学组成：以质量％计，含有C：0.03～0.60％、Si：0.005～2.00％、Mn：0.10～3.00％、P：0.001～0.100％、S：0.0001～0.100％、Al：0.010～0.500％和N：0.001～0.010％、以及选自W：0.01～3.00％、Mo：0.005～2.00％、Sb：0.005～0.30％、Sn：0.005～0.50％、Cr：0.005～2.00％、Co：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Ta：0.0001～0.300％、Ca：0.0001～0.300％、Mg：0.0001～0.300％、Sr：0.0001～0.300％、Se：0.0001～0.300％、Re：0.0001～0.300％和Hf：0.0001～0.300％中的1种或两种以上，余量包含Fe和杂质。

(4)根据上述(3)所述的热压部件，所述母材钢板的所述化学组成以质量％计也可以还含有选自B：0.0002～0.0100％、V：0.005～0.500％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.010～0.500％、Zr：0.005～0.500％、O：0.0001～0.0070％和REM：0.0001～0.3000％中的1种或两种以上。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的热压部件，当将从所述Al-Fe合金镀层的表面起算向所述板厚中心部方向为2.0μm的位置的所述B1元素的浓度设为C₂，将从所述表面起算向所述板厚中心部方向为8.0μm的位置的所述B1元素的浓度设为C₈时，C₂/C₈为1.1以上且4.0以下。

根据本发明的上述方式，能够提供即使是长时间暴露于腐蚀环境的情况也具有优异的镀层密合性和涂装后耐蚀性的热压部件。

该热压部件适合作为汽车用部件。

具体实施方式

以下，对本发明的适宜的一实施方式涉及的热压部件(本实施方式涉及的热压部件)进行详细说明。首先，对本实施方式涉及的热压部件的限定理由进行说明。

在以下记载的夹着“～”而记载的数值限定范围中，下限值和上限值包含在该范围内。但是，表示为“小于”或“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。

＜热压部件＞

本实施方式涉及的热压部件，具有母材钢板和形成于母材钢板上的Al-Fe合金镀层。

(关于Al-Fe合金镀层)

对在本实施方式涉及的热压部件中最重要的Al-Fe合金镀层进行详细说明。

本实施方式涉及的热压部件具有的Al-Fe合金镀层的厚度为10.0μm以上。在Al-Fe合金镀层的厚度小于10.0μm的情况下，涂装后耐蚀性降低。Al-Fe合金镀层的厚度优选为15.0μm以上，更优选为20.0μm以上。

另一方面，Al-Fe合金镀层的厚度的上限并不限定，但在厚度超过60.0μm的情况下，由于镀层厚，因此在热压成形时镀层从模具受到的剪切力、和压缩变形时的应力变大。在该情况下，镀层容易剥离，担忧涂装后耐蚀性降低。因此，Al-Fe合金镀层的厚度优选为60.0μm以下。更优选为55.0μm以下，进一步优选为50.0μm以下。

另外，本实施方式涉及的热压部件的Al-Fe合金镀层，含有Al、Fe和选自作为耐蚀性提高元素的“W、Mo、Sb、Sn、Cr、Co、Cu、Ni、Ta、Ca、Mg、Sr、Se、Re、Hf”(B组元素)中的1种或两种以上。进而，也可以含有Si、Mn、B等元素。也可以含有Li、Zn。

另外，Al-Fe合金镀层中的Al含量为30质量％以上。Al含量和Fe含量的合计优选为80质量％以上。耐蚀性提高元素以合计含量(质量％)计优选为0.005～8.0％。更优选是超过0.005％且为8.0％以下，进一步优选为0.010～8.0％。

本实施方式涉及的热压部件的Al-Fe合金镀层，优选包含1种或两种以上的金属间化合物，更优选实质上由1种或两种以上的金属间化合物和不可避免地含有的杂质构成。

作为具体的构成Al-Fe合金镀层的金属间化合物，可列举例如Fe₂Al₅、FeAl₂、FeAl(也称为规则BCC)、α-Fe(也称为不规则BCC)、Al固溶α-Fe、向这些组成中固溶Si而得到的物质、以及有时不能够确定详细的化学计量组成的Al-Fe-Si的3元合金组成等(τ1～τ12这12种被确定，特别是τ5也称为α相，τ6也称为β相)。

另外，作为Al-Fe合金镀层中所含的杂质，例如可列举作为热浸镀时的热浸镀设备而通常所使用的不锈钢、陶瓷、以及在这些原料上的喷镀皮膜等的成分。

耐蚀性提高元素(B组元素)以固溶或置换的方式存在于金属间化合物中。

在热压前在母材中含有的耐蚀性提高元素(B组元素)在热压后在Al-Fe合金镀层中含有的原因未必明确，但推定为通过在上述合金镀层的晶界进行固相中扩散或经由液相而寻求热力学稳定性从而扩散至Al-Fe合金镀层中或Al-Fe合金镀层的最表面。本发明人进行研究的结果还可知，即使向镀浴中添加相同程度的B组元素来代替使母材中含有B组元素，本实施方式涉及的热压部件和B组元素的存在状态也不一定成为同样。

可以通过使用透射型电子显微镜(Field Emission-Transmission ElectronMicroscopy：FE-TEM)的限制视场电子射线衍射功能和EDS功能来确认Al-Fe合金镀层包含上述的金属间化合物。具体而言，加工沿板厚方向的热压部件的截面以使得试样成为100nm左右的厚度后，在从表面起算向板厚中心部方向直到8.0μm为止的范围中，利用FE-TEM进行测定时，在检测出上述化合物的衍射像的情况下，能够判断为在其地点具有该金属间化合物。即使在上述测定中未测定到来源于晶体的衍射像的情况下，通过在同一地点使用EDS功能进行解析，也能够根据各元素的比率来确定化合物。另外，以上述的要领随机地对5个地点进行测定，不论在哪个地点都存在金属间化合物的情况下，在本实施方式中，判断为Al-Fe合金镀层实质上由1种或两种以上的金属间化合物构成。

而且，在将在从对涂装后耐蚀性的影响大的Al-Fe合金镀层的表面起算向热压部件的板厚中心部方向直到8.0μm为止的范围(厚度)中，Al-Fe合金镀层中的耐蚀性提高元素(B组元素)之中的、最大浓度最大的元素设为B1元素，将该B1元素的在上述范围中的最大浓度设为C_max(％)，将热压部件的板厚设为t，将从热压部件的表面起算向板厚中心部方向为t/4的位置设为t_Q，将t_Q的位置的B1元素(在从表面起算直到8μm为止的范围中最大浓度最大的耐蚀性提高元素)的浓度(含量)设为C_Q(％)的情况下，通过将C_max/C_Q设为0.05以上且30.00以下，涂装后耐蚀性提高。

其原因尚不确定，但推定为在Al-Fe合金镀层内，耐蚀性提高元素(B组元素)的C_max/C_Q为0.05以上的情况下，耐蚀性提高元素(B组元素)针对腐蚀变得比较稳定，腐蚀环境中的Al-Fe合金镀层的溶解速度降低。此外还认为是因为通过从Al-Fe合金镀层溶解了的耐蚀性提高元素(B组元素)能得到阻碍Al-Fe合金镀层的进一步溶解的效果，而且，溶解了的耐蚀性提高元素(B组元素)使与腐蚀环境中的氢氧根离子、氯离子结合而生成的化合物即腐蚀生成物(锈)稳定化。

另一方面，在C_max/C_Q超过30.00的情况下，在表面的相对于化学转化处理液、电沉积涂膜用的处理液的反应性降低，由此在腐蚀试验的过程中电沉积涂膜变得容易剥离，涂装后耐蚀性降低。

另外，通过使C_max/C_Q为0.05以上，镀层密合性也提高。虽然原因尚不确定，但认为是因为通过耐蚀性提高元素(B组元素)而使Al-Fe合金镀层的电性偏差即极性发生变化，由此物理·化学结合变得坚固，对剥离的耐性提高。

作为成为B1元素的耐蚀性提高元素(在从表面起算向板厚中心部方向直到8.0μm为止的范围中，最大浓度成为最大的元素)，出于涂装密合性(二次密合性)优异的理由，优选为W、Sn、Cu。

热压部件的耐蚀性提高元素(B组元素)的C_max和C_Q通过以下的方法来分析。

从热压部件的、距离端面(作为原料的钢板的宽度方向及轧制方向的端面)为50mm以上的任意位置(在不能够从该位置制取的情况下，为避开端部的位置)，以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的大小虽然也取决于测定装置，但是设为在轧制方向上能够观察10mm左右的大小。

将上述样品埋入树脂中，进行研磨后，对于板厚截面的层结构，使用电子探针显微分析仪(EPMA)，在从表面(Al-Fe合金镀层的表面)起算向板厚方向直到8.0μm为止的范围中，呈直线状地每隔0.5μm在17处(表面、距表面为0.5μm处、距表面为1.0μm处、…、距表面为8.0μm处)通过点分析来测定Al浓度、Fe浓度和各耐蚀性提高元素(B组元素)浓度，将在Al浓度(Al含量)与Fe浓度(Fe含量)的合计为80％以上的位置之中最大浓度在上述耐蚀性提高元素(B组元素)之中成为最大的元素(B1元素)的最大浓度设为C_max。另外，将上述17点中的平均的Al浓度作为Al-Fe合金镀层中的Al浓度。

另外，C_Q采用以下的方法测定。

使用上述样品，在从表面起算向板厚中心部方向为板厚t的1/4的位置(t/4的位置)t_Q，使用EPMA，通过点分析来测定B组元素(特别是B1元素)的浓度从而求出。

Al-Fe合金镀层的厚度采用以下的方法测定。

以使得能够观察镀层的厚度方向的方式制取试样，对于将其用树脂埋入并进行了研磨后的试样，使用EPMA通过点分析来从部件表面向板厚中心部测定Al浓度和Fe浓度。将最初成为位置t_Q的Al浓度的0.9倍～1.1倍的范围内的板厚位置判断为钢板与镀层的界面，在EPMA的二次电子像或反射电子像中，将该界面与部件表面的距离作为Al-Fe合金镀层的厚度即可。

为了确保作为热压部件的耐蚀性，优选：Al-Fe合金镀层以面积率计覆盖着表面的90％以上(被覆率为90％以上)。

(关于氧化物层)

在本实施方式涉及的热压部件中，从提高涂装密合性(二次密合性)的观点出发，优选在Al-Fe合金镀层的表面还具有由Al氧化物以及Mg和/或Ca的氧化物构成、且厚度为0.05μm～3.0μm的氧化物层。通过在Al-Fe合金镀层的表面形成包含Mg和/或Ca的氧化物的氧化物层，能促进化学转化被膜的形成，因此涂装密合性提高。Mg的氧化物也可以是Mg和Al的复合氧化物，Ca的氧化物也可以是Ca和Al的复合氧化物。

在氧化物层的厚度小于0.05μm的情况下，不能得到上述那样的效果，在氧化物层的厚度超过3.00μm的情况下，氧化物层的密合性降低，有时招致后面形成的电沉积涂膜的剥离，因此不优选。

在此所说的包含Mg和/或Ca的氧化物的氧化物层，是含有合计为2质量％以上的Mg和Ca的层。

作为包含Mg和/或Ca的氧化物的氧化物层的厚度和组成的确定方法，与前述的方法同样地可列举下述方法：将镀层进行截面研磨后不实施腐蚀就利用EPMA观察所得到的截面，与表面垂直地呈线状地连续地进行元素分析，由Mg和/或Ca合计为2质量％以上的区域的厚度(距表面的距离)求出。

关于本实施方式涉及的热压部件，母材和Al-Fe合金镀层同以上所述，热压部件在作为汽车用部件使用时，后面会经过焊接、化学转化处理、电沉积涂装等各种的处理而成为最终产品。

(关于母材钢板)

本实施方式涉及的热压部件，在Al-Fe合金镀层方面具有大的特征，关于母材钢板并不必须限定。但是，母材钢板优选化学组成以质量％计含有C：0.03～0.60％、Si：0.005～2.00％、Mn：0.10～3.00％、P：0.001～0.100％、S：0.0001～0.100％、Al：0.010～0.50％、N：0.001～0.010％、和选自耐蚀性提高元素(B组元素：W、Mo、Sb、Sn、Cr、Co、Cu、Ni、Ta、Ca、Mg、Sr、Se、Re、Hf)中的1种或两种以上，余量包含Fe和杂质。

以下，对热压部件的母材钢板的各元素的优选范围及其理由进行详细说明。关于化学组成的％全部表示质量％。

C：0.03～0.60％

C是对热压后的热压用钢板(热压部件)的强度产生较大影响的元素。若C含量低，则热压部件的强度变低，碰撞时的能量吸收量变小。因此，C含量优选设为0.03％以上。C含量更优选为0.04％以上。

另一方面，若C含量高，则热压部件的强度过高，有时在碰撞时的变形时产生裂纹。因此，C含量优选设为0.60％以下。C含量更优选为0.40％以下、0.35％以下。

Si：0.005～2.00％

Si是固溶强化型的合金元素，是为了确保热压部件的强度而需要的元素。在Si含量显著低的情况下，不能够得到该效果，因此Si含量优选设为0.005％以上。Si含量更优选为0.01％以上、0.02％以上。

另一方面，若Si含量超过2.00％，则产生表面氧化皮的问题。即，在将在热轧时生成的氧化皮进行酸洗后，产生起因于表面凹凸的花纹，表面外观变得低劣。另外，在对钢板表面进行镀覆处理的情况下，若Si含量高则镀覆性劣化。因此，Si含量优选设为2.00％以下。Si含量更优选为1.50％以下、1.00％以下、0.60％以下。

Mn：0.10～3.00％

Mn是提高钢的淬火性、提高热压部件的强度的元素。当Mn含量低于0.10％时，热压部件不能够得到充分的强度。因此，Mn含量优选设为0.10％以上。Mn含量更优选为0.20％以上、0.40％以上、0.70％以上、1.00％以上。

另一方面，即使Mn含量超过3.00％，上述效果也饱和。因此，Mn含量优选设为3.00％以下。Mn含量更优选为2.80％以下、2.60％以下。

P：0.001～0.100％

P是固溶强化型的合金元素，是对提高热压部件的强度有用的元素。因此，优选将P含量设为0.001％以上。

另一方面，若P含量超过0.100％，则对耐焊接裂纹性、以及韧性造成不良影响。因此，P含量优选设为0.100％以下。P含量更优选为0.020％以下。

S：0.0001～0.100％

S是对钢中的非金属夹杂物产生影响而使热压用钢板的延展性劣化的元素。因此，S含量优选限制在0.100％以下。S含量更优选为0.080％以下、0.050％以下、0.008％以下、0.005％以下。

另一方面，若过度降低S含量，则脱硫工序的制造成本增加。因此，S含量优选设为0.0001％以上，更优选为0.001％以上。

Al：0.010～0.500％

Al是作为钢液的脱氧材料使用的元素。为了使钢液充分脱氧，Al含量优选设为0.010％以上。Al含量更优选为0.020％以上、0.030％以上。

另一方面，若Al含量超过0.500％，则较多地形成非金属夹杂物，制品容易产生表面瑕疵。因此，Al含量优选设为0.500％以下。Al含量更优选为0.100％以下、0.060％以下。

N：0.001～0.010％

N是作为杂质在钢中含有的元素，若N含量超过0.010％，则有时由于氮化物的粗大化而导致热压用钢板的延展性劣化。因此，N含量优选限制在0.010％以下。N含量更优选为0.008％以下、0.006％以下。

另一方面，若过度降低N含量，则炼钢工序的制造成本增加。因此，N含量优选设为0.001％以上。

耐蚀性提高元素(B组元素)

以下，对作为耐蚀性提高元素(B组元素)的W、Mo、Sb、Sn、Cr、Co、Cu、Ni、Ta、Ca、Mg、Sr、Se、Re、Hf进行详细说明。耐蚀性提高元素(B组元素)，优选以下述所示的范围含有1种或两种以上，但B组元素的含量的合计优选设为10.00％以下。在B组元素的含量的合计超过10.00％的情况下，合金成本增加，因此在经济上不利。关于B组元素，如果以以下所示的范围含有1种以上，则其以外的元素也可以为0％或低于以下所示的下限的含量。

W：0.01～3.00％

W是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，W含量优选设为0.01％以上。W含量更优选为0.015％以上、0.03％以上、0.045％以上、0.06％以上。

另一方面，当W含量超过3.00％时，有时铸造性降低。因此，W含量优选设为3.00％以下。W含量更优选为2.00％以下、1.50％以下。

Mo：0.005～2.00％

Mo是提高钢的耐蚀性、淬火性的元素，另外，是具有提高热压部件的强度的效果的元素。为了可靠地发挥该效果，优选将Mo含量设为0.005％以上。Mo含量更优选为0.01％以上。

另一方面，当Mo含量超过2.00％时，在热轧后、冷轧后或退火后(也包括镀覆处理后)存在的碳化物稳定化，热压时的加热中的碳化物的溶解延迟，有时淬火性降低。因此，Mo含量优选设为2.00％以下。

Sb：0.005～0.30％

Sb是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Sb含量优选设为0.005％以上。Sb含量更优选为0.01％以上、0.03％以上、0.04％以上、0.06％以上。

另一方面，即使Sb含量超过0.30％，上述效果也饱和。因此，Sb含量优选设为0.30％以下。Sb含量更优选为0.22％以下。

Sn：0.005～0.50％

Sn是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Sn含量优选设为0.005％以上。Sn含量更优选为0.01％以上、0.03％以上、0.04％以上、0.06％以上。

另一方面，即使Sn含量超过0.50％，上述效果也饱和。因此，Sn含量优选设为0.50％以下。Sn含量更优选为0.18％以下、0.16％以下。

Cr：0.005～2.00％

Cr是对提高钢的淬火性和耐蚀性有效的元素。为了可靠地发挥该效果，优选将Cr含量设为0.005％以上。Cr含量更优选为0.01％以上。

另一方面，若Cr含量超过2.00％，则在热轧后、冷轧后或退火后(也包括镀覆处理后)存在的碳化物稳定化，热压时的加热中的碳化物的溶解延迟，有时淬火性降低。因此，Cr含量优选设为2.00％以下。

Co：0.01～2.00％

Co是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Co含量优选设为0.01％以上。Co含量更优选为0.02％以上、0.03％以上。

另一方面，即使Co含量超过2.00％，上述效果也饱和。因此，Co含量优选设为2.00％以下。Co含量更优选为1.80％以下、1.00％以下。

Cu：0.01～2.00％

Cu是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Cu含量优选设为0.01％以上。Cu含量更优选为0.02％以上、0.03％以上、0.05％以上、0.06％以上。

另一方面，若Cu含量超过2.00％，则有时铸造性降低。因此，Cu含量优选设为2.00％以下。Cu含量更优选为1.80％以下、1.00％以下。

Ni：0.01～2.00％

Ni是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Ni含量优选设为0.01％以上。Ni含量更优选为0.02％以上、0.03％以上、0.05％以上、0.06％以上。

另一方面，当Ni含量超过2.00％时，有时铸造性降低。因此，Ni含量优选设为2.00％以下。Ni含量更优选为1.80％以下、1.00％以下。

Ta：0.0001～0.300％

Ta是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Ta含量优选设为0.0001％以上。Ta含量更优选为0.001％以上、0.003％以上、0.004％以上、0.006％以上。

另一方面，即使Ta含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Ta含量优选设为0.300％以下。Ta含量更优选为0.280％以下、0.260％以下。

Ca：0.0001～0.300％

Ca是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Ca含量优选设为0.0001％以上。Ca含量更优选为0.0005％以上、0.001％以上、0.002％以上。

另一方面，即使Ca含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Ca含量优选设为0.300％以下。Ca含量更优选为0.010％以下、0.005％以下。

Mg：0.0001～0.300％

Mg是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Mg含量优选设为0.0001％以上。Mg含量更优选为0.0005％以上、0.001％以上、0.002％以上。

另一方面，即使Mg含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Mg含量优选设为0.300％以下。Mg含量更优选为0.010％以下、0.005％以下。

Sr：0.0001～0.300％

Sr是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Sr含量优选设为0.0001％以上。Sr含量更优选为0.0005％以上、0.001％以上、0.002％以上。

另一方面，即使Sr含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Sr含量优选设为0.300％以下。Sr含量更优选为0.010％以下、0.005％以下。

Se：0.0001～0.300％

Se是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Se含量优选设为0.0001％以上。Se含量更优选为0.0005％以上、0.001％以上、0.002％以上。

另一方面，即使Se含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Se含量优选设为0.300％以下。Se含量更优选为0.010％以下、0.005％以下。

Re：0.0001～0.300％

Re是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Re含量优选设为0.0001％以上。Re含量更优选为0.0005％以上、0.001％以上、0.002％以上。

另一方面，即使Re含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Re含量优选设为0.300％以下。Re含量更优选为0.010％以下、0.005％以下。

Hf：0.0001～0.300％

Hf是对提高热压部件的耐蚀性有效的元素。为了得到该效果，Hf含量优选设为0.0001％以上。Hf含量更优选为0.0005％以上、0.001％以上、0.002％以上。

另一方面，即使Hf含量超过0.300％，上述效果也饱和。因此，Hf含量优选设为0.300％以下。Hf含量更优选为0.010％以下、0.005％以下。

[其他元素]

本实施方式涉及的热压部件的母材钢板的化学组成的其余部分(余量)为Fe和杂质。作为杂质，可例示：从钢原料或废料混入、和/或在炼钢工序中混入、且在不损害本实施方式涉及的热压用钢板的特性的范围内允许的元素。

本实施方式涉及的热压部件的母材钢板，也可以代替一部分Fe而在以下所示的范围内含有以下的元素作为任意元素。以下的任意元素，由于也可以不含有，因此含量的下限为0％。另外，即使含量小于下述范围的下限，也并不对特性等造成不良影响。

B：0.0002～0.0100％

B是具有提高热压的压制成形中或热压的压制成形后的冷却中的淬火性从而提高热压部件的强度的效果的元素。因此，可以根据需要来含有。为了可靠地发挥该效果，B含量优选设为0.0002％以上。

另一方面，若B含量变得过量，则上述效果饱和，而且有时在热轧时产生裂纹。因此，在含有的情况下，B含量优选设为0.0100％以下。

V：0.005～0.500％

Ti：0.005～0.500％

Nb：0.010～0.500％

Zr：0.005～0.500％

除了上述的元素以外，本实施方式涉及的热压部件的母材钢板也可以含有V、Ti、Nb、和/或Zr。这些元素是具有在钢中形成碳氮化物，通过析出强化而使热压部件的强度提高的效果的元素。

在要获得该效果的情况下，优选含有V：0.005％以上、Ti：0.005％以上、Nb：0.010％以上、和/或Zr：0.005％以上。

另一方面，即使这些元素之中的1种元素其含量超过0.500％的情况下，也大量地生成碳氮化物，热压部件的母材钢板的延展性降低。因此，在含有的情况下，V、Ti、Nb、Zr的含量分别优选设为0.500％以下。

O：0.0001～0.0070％

O是例如在钢中作为杂质而含有的元素。O是形成氧化物，有可能提高耐蚀性，另一方面，有可能造成热压部件的特性劣化的元素。例如，存在于钢板表面附近的氧化物成为表面瑕疵的原因。若氧化物存在于切断面，则在端面形成缺口状的瑕疵，热压部件的特性劣化。因此，优选O含量低。特别是在O含量超过0.0070％时，特性劣化变得显著，因此，O含量优选设为0.0070％以下。O含量更优选设为0.0050％以下。

另一方面，从精炼极限上的经济成本出发，O含量优选为0.0001％以上。

REM：0.0001～0.3000％

另外，除了上述的元素以外，本实施方式涉及的热压部件的母材钢板也可以含有REM。

REM与Ca同样是具有使钢中的夹杂物微细化、提高淬火后的钢构件的耐氢脆性的效果的元素。为了得到上述的效果，将REM含量优选设为0.0001％以上，更优选设为0.0002％以上、0.0200％以上。

但是，当REM含量超过0.3000％时，其效果饱和，而且成本增加。因此，在含有的情况下的REM含量优选设为0.3000％以下。REM含量更优选为0.2000％以下。

在此，REM是指Sc、Y和La、Nd等镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。REM，使用例如Fe-Si-REM合金来添加到钢液中，在该合金中包含例如La、Nd、Ce、Pr。

上述的热压部件的母材钢板的化学组成，采用一般的分析方法进行测定即可。例如使用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法：Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。C和S使用燃烧-红外线吸收法来测定即可，N使用非活性气体熔融-热导率法来测定即可，O使用非活性气体熔融-非分散型红外线吸收法来测定即可。在热压用钢板在表面具备镀层的情况下，通过机械磨削来除去表面的镀层后进行化学组成的分析即可。

在本实施方式涉及的热压部件中，当将从Al-Fe合金镀层的表面起算向板厚中心部方向(厚度方向)为2.0μm的位置的B1元素(耐蚀性提高元素)的浓度(质量％)设为C₂，将从表面起算向板厚中心部方向(厚度方向)为8.0μm的位置的B1元素(耐蚀性提高元素)的浓度(质量％)设为C₈时，则C₂/C₈优选为1.1以上且4.0以下。在该情况下，能得到涂装密合性(二次密合性)变得良好的效果。

在C₂/C₈小于1.1的情况下，Al-Fe合金镀层的表面附近的电位相对地过小，因此在浸渍于温水等时镀层容易溶解，不能够充分得到提高二次密合性的效果。另一方面，在C₂/C₈大于4.0的情况下，Al-Fe合金镀层的表面附近的电位相对地过大，由此变得容易不均匀地溶解，同样地不能够充分得到提高二次密合性的效果。C₂/C₈更优选设为1.5以上且3.0以下。

本实施方式涉及的热压部件，也可以在部件内使强度变化而用于汽车。关于使强度变化的方法，可以使用以使得在热压后成为不同的强度的方式将2个以上的钢板通过焊接等来接在一起的被称为拼焊板(tailorwelded blank)的钢板。焊接方法可考虑激光焊接、缝焊、电弧焊接、等离子焊接等各种方法，但没有特别限定。另外，也可以不使用拼焊板而制造本实施方式涉及的热压部件。此外，本实施方式涉及的热压部件，也可以通过将补丁板(patchwork blank)进行热压而得到，所述补丁板是将2个以上的钢板通过点焊来接合并重叠而成的。

＜热压部件的制造方法＞

根据满足以下说明的制造条件的制造方法，能够适当地制造本实施方式涉及的热压部件。但是，当然，本实施方式涉及的热压部件，其制造方法并不被特别限定。即，具有上述的构成的热压部件，不论其制造条件如何都被视为本实施方式所涉及的热压部件。

本实施方式涉及的热压部件的制造方法具备：

(I)将钢板坯进行热轧而得到热轧钢板的工序(热轧工序)；

(II)卷取热轧钢板的工序(卷取工序)；

(III)将热轧钢板进行酸洗的工序(酸洗工序)；

(IV)将热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的工序(冷轧工序)；

(V)对冷轧钢板连续地进行退火和热浸镀铝处理的工序(退火工序和热浸镀处理工序)；和

(VI)将进行了热浸镀铝处理的钢板进行加热和成形的热压工序。

以下对各工序的优选的条件进行说明。关于以下未说明的条件，能够采用公知的条件。

(炼钢工序、铸造工序、热轧工序)

在热轧之前，在炼钢工序中调整钢的化学成分以使得满足先前说明的母材钢板的化学组成，然后，在铸造工序中通过连续铸造将该钢制成钢板坯。

将得到的钢板坯加热至例如1300℃以下(例如1000～1300℃)的温度后，开始热轧，在900℃左右(例如850～950℃)结束热轧，由此得到热轧钢板。

(卷取工序)

将热轧后的热轧钢板在规定的卷取温度CT下进行卷取。卷取温度CT(以下有时简称为CT)对于涂装后耐蚀性优异的热压部件的制造而言是重要的条件之一，通过控制热轧工序后的卷取温度，能够在热压后得到优异的涂装后耐蚀性。

热轧在大气气氛下进行。因此，在热轧后的直到卷取为止的期间，在母材钢板(热轧钢板)表面形成Fe氧化皮，并且，到达母材钢板表面的Fe以外的元素也容易地被氧化，形成Fe与Fe以外的元素的复合氧化皮，在Fe氧化皮与母材钢板的界面形成次生氧化皮等。上述氧化皮都在后续工序的酸洗处理工序中被除去，但是，在母材钢板的表面，Fe以外的元素的浓度减少。

一般地，关于卷取温度CT，从抑制在卷取后的自然冷却中在母材钢板中生成而使坯料的延展性劣化的碳化物的生成的目的出发，大多在480℃以上且小于580℃的程度的低温下进行。但是，本发明人发现：通过将卷取温度CT设为580～780℃的温度范围(以下称为中CT)，能够控制成热压后的涂装后耐蚀性优异。关于其原因尚不确定，但本发明人推定如下。

在卷取温度CT过高(超过780℃：以后称为高CT)的情况下，母材钢板中所含有的耐蚀性提高元素(B组元素)向钢板表面的扩散被促进，卷取完成后的母材钢板表层部中的耐蚀性提高元素(B组元素)浓度高。另一方面，由于直到卷取完成所形成的氧化皮厚度厚，因此在后述的酸洗处理工序中被除去的氧化皮厚度也变大。其结果，氧化皮除去后的钢板表面附近的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度与氧化皮除去前相比大幅降低。

另一方面，在卷取温度CT过低(480℃以上且小于580℃：以下称为低CT)的情况下，难以引起母材钢板中所含有的耐蚀性提高元素(B组元素)向钢板表面的扩散，卷取完成后的母材钢板表层部中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度与高CT的情况相比变低。由于直到卷取完成所形成的氧化皮厚度薄，因此在酸洗处理工序中被除去的氧化皮厚度也小，但是由于卷取完成后的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度低，因此氧化皮除去后的母材钢板表面中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度也变低。

与此相对，通过将卷取温度CT设为优选的卷取温度(580～780℃：称为中CT)，能适度地促进耐蚀性提高元素(B组元素)向母材钢板表面的扩散。因此，卷取完成后的母材钢板表层部中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度比较高。另外，由于直到卷取完成所形成的氧化皮厚度没有像高CT的情况那样厚，因此在酸洗处理工序中被除去的氧化皮厚度不大。其结果，氧化皮除去后的母材钢板表面中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度与高CT、低CT的任一情况相比都变高。

通过酸洗处理工序的氧化皮除去后的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度高，即使在后述的冷轧工序、热浸镀工序、热压工序之后，母材钢板表面的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度也高。其结果，能够具有优异的涂装后耐蚀性。

再者，虽然通过设为中CT而有时生成碳化物，但通过热压时的加热，碳化物固溶，因此即使将卷取温度CT设为580℃以上，作为部件特性而重要的热压后的热压部件的材质也不产生劣化。

为了得到以上的效果，将钢板的卷取温度CT设为中CT(580～780℃)。热轧后的钢板的卷取温度CT的下限优选为610℃，更优选为620℃。另外，钢板的卷取温度CT的上限优选为770℃，更优选为760℃。

＜酸洗工序＞

卷取后的热轧钢板的酸洗处理的条件并不特别限定，可以采用盐酸酸洗、硫酸酸洗等的任何方法，但与硫酸酸洗相比，盐酸酸洗容易抑制钢板表面的Fe以外的元素浓度的减少，因此优选为盐酸酸洗。另外，也能够通过使Fe与Fe以外的元素的复合氧化皮以及在Fe氧化皮与母材的界面产生的次生氧化皮残存一部分，来使后面工序的热浸镀铝处理后的母材内部形成含氧化物区域。因此，酸洗时间优选设为600秒以下。但是，在酸洗时间小于10秒的情况下，Fe氧化皮残存，在热浸镀处理时形成镀不上的部分，因此不实用。因此，酸洗时间优选为10秒以上且600秒以下。更优选为20秒以上且400秒以下。

使用的酸的浓度并不特别限定，但优选为5～20质量％。

处理温度优选为30～60℃。在低于30℃的情况下，氧化皮与酸的反应难以进行，Fe氧化皮容易残存。另一方面，若超过60℃，则使Fe氧化的作用变大，除去氧化皮的功能变弱。优选通过酸洗来除去FeO、Fe₂O₃、Fe₃O₄这样的氧化物。例如能够通过对透射型电子显微镜的衍射像进行解析来确认这些物质被除去了。

＜冷轧工序＞

(关于冷轧率)

热轧钢板在酸洗处理后被冷轧，成为冷轧钢板。该冷轧中的冷轧率可设为例如30～90％，优选为40％以上且70％以下。

＜退火工序＞

通过上述处理而得到的冷轧钢板，在热浸镀生产线上连续地进行退火(再结晶退火)和热浸镀处理。热浸镀生产线中的退火，可使用全还原炉、或者氧化-还原炉等，所述全还原炉利用了辐射管加热，所述氧化-还原炉同时设置有通常被称为森吉米尔型退火炉的采用燃烧气体来加热的氧化炉和利用辐射管加热来进行加热的还原炉，但是，不论采用哪种类型的加热炉，本实施方式都能实现。

在镀铝后进行退火的情况下，由于表面的镀铝层的辐射率低，因此温度上升的速度比较慢。因此，退火时间变长，生产率未必高。另外，在退火时间长的情况下，经过镀覆工序和热压时的加热工序后的Al-Fe合金镀层中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度变得不充分，有可能不能够确保热压后的耐蚀性。因此，进行退火后进行热浸镀处理。

另外，在通过利用激光等进行加热来形成了Al-Fe合金镀层的情况下，容易成为在广阔范围中均匀的相。在该情况下，变得难以得到为了获得热压后的耐蚀性而优选的Al-Fe合金镀层以及耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度分布，因此不优选。

退火工序的最高到达板温度T_max优选设为700～900℃。

此外，当将从钢板的表面起算向板厚中心部方向为t/4的位置t_Q的各耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度的合计设为ΣF_Qi时，优选满足下式。

1.00≤T_max×ΣF_Qi≤900

ΣF_Qi是在距表面为t/4的位置t_Q通过EPMA点分析来测定各耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度(质量％)并将它们的值进行合计而得到。在进行EPMA分析的情况下，在距离钢板端部为10mm以上的位置处，在低倍率的二次电子像中选择距表面为t/4的位置t_Q。在该位置，将倍率设为3000倍以上、将电子射线的加速电压设为10kV～30kV、将照射电流设为10～30nA来进行测定。将在此得到的定量值作为各耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度(质量％)。

在T_max×ΣF_Qi小于1.00的情况下，经过镀覆工序和热压时的加热工序之后的Al-Fe合金镀层中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度变小，热压后的耐蚀性有可能降低

另一方面，若T_max×ΣF_Qi超过900，则合金成本和加热所需要的成本、生产率处于劣势，因此，T_max×ΣF_Qi优选设为1.00～900的范围。T_max×ΣF_Qi更优选为30以上且600以下，进一步优选为50以上且500以下。

另外，关于热压部件的母材钢板的耐蚀性提高元素的浓度梯度，如上述那样，优选将C₂/C₈设为1.1以上且4.0以下。

C₂和C₈，通过以与在t_Q处的测定同样的要领，在距Al-Fe合金镀层的表面为2.0μm的位置和为8.0μm的位置选择低倍率的二次电子像，并在该位置通过EPMA点分析来测定浓度从而得到。

另外，在退火中，在板温度为650～900℃的范围内，退火气氛优选设为氧势的值为-3.0以上且0.5以下的气氛，所述氧势由水蒸气分压P_H2O除以氢分压P_H2而得到的值的常用对数即log(P_H2O/P_H2)表示。其理由是因为：在log(P_H2O/P_H2)小于-3.0的情况下，不能够使易氧化性元素Mn、Si选择性地氧化和还原，在后面工序的热浸镀处理中镀浴的成分的润湿性不足，其结果，除了有可能产生镀覆缺陷以外，由于花费为了降低氧势而需要的H₂气体等的成本，因此也不经济。另一方面，在log(P_H2O/P_H2)超过0.5的情况下，氧化物的生成量变多，因此在后面工序的热浸镀处理中镀浴的成分的润湿性不足，其结果，有可能产生镀覆缺陷。

另外，优选将在650～900℃的范围内使log(P_H2O/P_H2)为-3.0以上且0.5以下的时间设为60～500秒。例如，在将最高到达板温度设为750℃的情况下，对上述氧势进行控制的温度范围优选设为板温度为650℃以上且750℃以下的范围，优选将在该温度范围中的退火时间设为60秒以上且500秒以下。当退火时间低于60秒时，在钢板表面较多地残存氧化物，因此在后面工序的热浸镀处理中镀浴的成分的润湿性不足。其结果，有可能产生镀覆缺陷。另一方面，若上述退火时间超过500秒，则由于易氧化性元素的氧化物的存在，在后面工序的热浸镀处理中镀浴的成分的润湿性不足。其结果，有可能产生镀覆缺陷。而且，担心生产率降低。

＜热浸镀处理工序＞

对退火后的冷轧钢板进行热浸镀(热浸镀铝)，得到热浸镀钢板。

关于热浸镀处理中的镀浴，在要获得具有Al-Fe合金镀层的热压部件的情况下，例如使用下述浴来制造镀铝钢板，所述浴以质量％计以合计成为100％的方式含有：80％以上且97％以下的Al、0％以上且15％以下的Si、0％以上且5％以下的Zn、0％以上且5％以下的Fe、合计为0％以上且3％以下的选自Mg、Ca、Sr和Li中的一种以上、和杂质。

(Si：0～15.0％)

镀铝钢板的镀层中所含有的Si对在热压加热时产生的Al与Fe的反应给予影响。在热压时的加热工序中，若Al与Fe过度地反应，则有时损害Al-Fe合金镀层自身的压制成形性。另一方面，在热压时的加热工序中，如果该反应被过度地抑制，则有时招致Al向压制模具的附着。为了避免该问题，熔融铝浴中的Si含量优选为0％以上且15.0％以下。

(Mg、Ca、Sr、Li：合计为0～3.0％)

为了提高镀层的耐氧化性，也可含有合计为3.0％以下的镁(Mg)、钙(Ca)、锶(Sr)和锂(Li)中的至少任一种，特别是优选含有相对于熔融铝浴，按合计量计为0.01％以上且3.0％以下的Mg、Ca、Sr和Li中的至少任一种。

在将镀层中的Mg、Ca、Sr和Li的合计含量设为0.01％以上的情况下，能够得到镀层的耐氧化性提高效果。Mg、Ca、Sr和Li的合计含量更优选为0.05％以上。但是，即使使用不含Mg、Ca、Sr和Li的镀浴，也能够制造具有优异的耐蚀性和热特性的镀铝钢板，因此镀浴的Mg、Ca、Sr和Li的合计含量也可以为0％。另外，也可以为了形成由Al氧化物以及Mg和/或Ca的氧化物构成的氧化物层而含有Mg和/或Ca。

另一方面，在Mg、Ca、Sr和Li的合计含量超过3.0％的情况下，由于过量的氧化物的生成，在热浸镀处理时可能产生镀不上的问题。Mg、Ca、Sr和Li的合计含量更优选为1.0％以下。

(Zn：0～5.0％)

为了提高镀层的牺牲防蚀性，也可以使镀浴含有锌(Zn)。在切断面等的钢基体露出的部位处暴露于雨水、盐水的情况下，Zn的电位比钢基体低，因此能够通过代替钢基体而溶解来防止作为基材的钢基体被腐蚀。热浸镀浴中的Zn含量优选为0％以上且5.0％以下。

(Fe：0～5.0％)

为了确保镀铝钢板的镀层密合性，也可以使镀浴含有铁(Fe)。通过含有Fe，在镀层钢板中的与钢板的界面形成Al-Fe金属间化合物层，由此能够提高密合性。包括在浴中连续地浸渍钢板而溶入、从在浴中存在的设备、容器溶入的铁在内，热浸镀浴中的Fe含量优选为0％以上且5.0％以下。

该热浸镀浴优选以合计成为100％的方式含有上述那样的成分和Al及杂质。

(铝镀层的附着量)

在镀铝钢板的情况下，在上述那样的退火后，在冷却中连续地将钢板浸渍于热浸镀浴(熔融铝浴)，通过擦拭处理来控制镀浴成分的附着量而形成铝镀层。铝镀层的附着量并不特别限定，例如优选钢板单面为20g/m²以上且130g/m²以下。

在附着量小于20g/m²的情况下，有时热压后的耐蚀性不足。更优选为30g/m²以上。

另一方面，在附着量超过130g/m²的情况下，在热压的加热工序中，直到Fe充分扩散为止的时间变长。其结果，有时生产率降低、在热压的成形时镀层剥离等。铝镀层的附着量更优选为100g/m²以下。

(关于铝镀层的附着量测定方法)

作为上述铝镀层的附着量的确定方法，可列举例如氢氧化钠-六亚甲基四胺·盐酸剥离重量法。具体而言，如JIS G 3314：2011中记载的那样，准备规定的面积S(m²)(例如50mm×50mm)的试验片，预先测定重量w₁(g)。其后，依次浸渍于氢氧化钠水溶液、添加了六亚甲基四胺的盐酸水溶液中，浸渍至由镀层的溶解引起的发泡平息后，立即水洗，再次测定重量w₂(g)。此时，铝镀层的附着量(g/m²)能够由(w₁-w₂)/S求出。

＜热压工序＞

通过将经过上述的工序而得到的镀铝钢板进行热压，来得到热压部件。

(关于热压法)

热压是在制造涂装后耐蚀性优异的热压部件时很重要的工序之一，通过利用本工序控制Al-Fe合金镀层中的耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度，能够得到涂装后耐蚀性优异的热压部件。

具体而言，将上述得到的镀铝钢板在规定的加热条件下加热至850℃以上后，利用模具在以30℃/秒以上的平均冷却速度进行急冷的同时进行成形，由此能够制造涂装后耐蚀性优异的热压部件。

作为加热条件，在将热压加热时的、从室温到600℃的时间设为t₁(秒)、将从超过600℃开始直到从加热炉抽出为止的时间设为t₂(秒)的情况下，通过满足下述的式(1)，能够使耐蚀性提高元素(B组元素)扩散至Al-Fe合金镀层中。在该情况下，热压部件的涂装后耐蚀性提高。

另一方面，在t₂小于0.9×t₁的情况下，耐蚀性提高元素(B组元素)向合金镀层的移动不充分，因此涂装后耐蚀性未提高。

另外，在t₂超过20×t₁的情况下，合金化过于进行从而镀层剥离变多，从确保镀层密合性出发并不优选。

0.9×t₁≤t₂…式(1)

进而，更优选：在热压工序的加热过程中，母材钢板的t/4的位置t_Q的各耐蚀性提高元素(B组元素)的浓度的合计ΣF_Qi和从超过600℃开始直到从加热炉抽出为止的时间t2满足下述的式(2)。

在10000×(ΣF_Qi)/t₂小于0.05的情况下，耐蚀性提高元素(B组元素)向Al-Fe合金镀层的扩散变得不充分，有时耐蚀性未充分提高。另外，在10000×(ΣF_Qi)/t₂超过500的情况下，Al-Fe合金镀层的合金化过于进行，镀层剥离变多，从确保镀层密合性出发并不优选。

0.05≤10000×(ΣF_Qi)/t₂≤500···式(2)

另外，在将C₂/C₈设为1.1～4.0的范围的情况下，优选：热压加热时的、从室温到600℃的时间t₁(秒)与从超过600℃开始直到从加热炉抽出为止的时间t₂(秒)的关系满足下式。

15≤t₂×t₂/(t₁+t₂)≤2300

关于热压时的加热方式，能够使用利用通常的电加热器进行的炉加热、利用远红外线、中红外线、近红外线方式等的辐射热的加热方式。

另外，在该加热工序中，最高到达板温度设为850℃以上。将最高到达板温度设为850℃以上的理由为以下两个。第1个理由是为了将钢板加热至奥氏体区域，其后使其急冷。第2个理由是为了使Fe充分扩散至上述镀铝钢板的表面，进行Al-Fe合金镀层的合金化。热压加热时的最高到达板温度优选为870℃以上。

另一方面，热压加热时的镀铝钢板的最高到达板温度的上限并不特别限制，但从加热器、加热炉体的耐久性的观点出发，最高到达板温度优选设为1050℃以下。热压加热时的最高到达板温度更优选为1000℃以下。

(关于热压成形以及冷却速度)

接着，将处于被加热了的状态的镀铝钢板配置于例如上下一对的成形模具间来进行压制成形，并在该压制中进行急冷，由此成形为所希望的形状。通过将上述镀铝钢板在压制下止点静止保持数秒钟左右，由此能够通过成形模具的接触冷却来实施淬火，得到热压成形出的部件。

该冷却时的冷却速度优选设为30℃/秒以上，以使得热压部件的母材钢板的组织的至少一部分包含马氏体相或贝氏体相。该冷却速度是通过将使用模具的强制冷却的开始温度(即，使模具和材料最初地接触时的材料的板温度)和结束温度(即，使模具和材料分离开时的材料的板温度)之差除以进行强制冷却的时间而得到的值，是所谓的平均冷却速度。更优选的冷却速度为50℃/秒以上。另外，冷却速度的上限并不特别限制，但冷却速度能够设为例如1000℃/秒以下。更优选的冷却速度为500℃/秒以下。

以上对本实施方式涉及的热压部件的制造方法进行了详细说明。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不被该一条件例限定。本发明能够在不脱离本发明的主旨并达到本发明的目的的限度下采用各种条件。

＜镀铝钢板＞

使用具有表1-1、表1-2中所示的化学组成(余量为Fe及杂质)的钢坯，将其加热、热轧后，在表2中所示的温度下进行卷取，其后，实施酸洗、冷轧、连续退火、连续热浸镀铝，由此制造了板厚为0.5～3.5mm的镀层钢板。热轧时的精轧结束温度为800～1000℃，冷轧中的累积压下率为30～80％。在连续退火中，将最高到达板温度T_max设为700～900℃，将铝镀浴的温度设定为660～690℃。另外，退火参数T_max×ΣF_Qi、650～900℃的范围内的退火气氛的log(P_H2O/P_H2)以及在650～900℃的范围内使log(P_H2O/P_H2)为-3.0以上且0.5以下的时间如表5-1、表5-2所示。镀浴的组成如表3所示。镀层附着量通过擦拭处理来进行调整以使得在两面均成为40g/m²～160/m²。

由此制造了镀铝钢板。

表1-1

表1-2

表2

表3

＜热压部件＞

将制造出的镀铝钢板切断成300mm×220mm，以使得成为表4、表5-1、表5-2中所示的热压加热条件的方式将加热炉的气氛温度设为870℃～980℃，将从室温到600℃的时间设为t₁秒，将从超过600℃开始直到从加热炉抽出为止的时间设为t₂秒。气氛气体设为O₂与N₂的混合气体。在加热时，为了控制t₁、t₂，根据需要在加热中变更气氛温度。加热后，以40℃/秒以上的冷却速度利用模具进行冷却，在下止点的保持时间设为8秒，由此进行热压，得到热压部件。

表4

对于得到的热压部件，采用上述的方法测定了Al-Fe合金镀层的厚度、Al浓度、包含C_max、C_Q在内的B组元素的种类和浓度、其他的所包含的元素的种类、在Fe-Al合金镀层包含金属间化合物的情况下的该金属间化合物的种类、由Al氧化物以及Mg和/或Ca的氧化物构成的氧化物层的厚度、C₂/C₈，。另外，也求出了Al-Fe合金镀层在钢板的表面积中所占的覆盖率。

将结果示于表5-3、表5-4。

在表5-3、表5-4中，在Al-Fe合金镀层中包含多种的B组元素的情况下，按照最大浓度从大到小的顺序记载为B1、B2、B3。

另外，关于实施例No.A1～A43、A45～A49、a1～a12，Al-Fe合金镀层由表5-3、表5-4中所示的金属间化合物构成。对于A44，即使使用FE-TEM的限制视场电子射线衍射功能和EDS功能也不能够鉴定。

另外，按照以下所示的要领对涂装后耐蚀性以及镀层密合性进行评价。另外，对二次密合性也进行了评价。

＜涂装后耐蚀性＞

涂装后耐蚀性采用以下的方法进行评价。对利用例如日本产业标准(JIS)K 3151-1996等中记载的方法通过浸渍处理来实施磷酸化学转化处理之后，赋予了厚度20μm的电沉积涂膜的热压部件的平面部，直线状地实施了长度70mm、宽度1mm的到达钢基体的加工。然后，供于日本汽车技术会制定的JASO M609中所规定的循环腐蚀试验(盐水喷雾2小时、干燥4小时、湿润2小时)。在90次循环后或120次循环后取出试样，按每10mm的瑕疵长度进行7处的分割，测定向瑕疵的两侧扩展了的锈的每一侧的最大宽度。算出7处的平均值，采用以下的基准评价涂装后耐蚀性。

在评价为A以及B的情况下，视为即使是长时间暴露于腐蚀环境的情况也得到了优异的耐蚀性，判定为合格。另一方面，在评价为C的情况下，视为在长时间暴露于腐蚀环境的情况下未得到优异的耐蚀性，判定为不合格。

[评价基准]

A：小于0.10mm

B：0.10mm以上且小于0.40mm

C：0.40mm以上

＜镀层密合性＞

镀层密合性如以下那样进行评价。按照JIS H 8504：1999中记载的拉伸试验方法进行试验，根据剥离的程度，采用以下的基准评价镀层密合性。以各伸长率进行拉伸试验后，对板平行部中心附近的2cm²面积粘贴JIS Z1522：2009中所规定的粘合带(胶带)，将其快速且强力地撕下来时，如果试样的一部分以上述2cm²之中的1cm²以上附着于粘合带，则视为有剥离，如果小于1cm²，则视为无剥离。

[评价基准]

A：在2％的伸长率下无剥离

B：在2％的伸长率下有剥离，但在1％的伸长率下无剥离

C：在1％的伸长率下有剥离

在评价为A以及B的情况下，视为即使在严格的加工条件下也得到了优异的镀层密合性，判定为合格。另一方面，在评价为C的情况下，视为未得到优异的镀层密合性，判定为不合格。

＜二次密合性＞

二次密合性如以下那样进行评价。采用例如日本产业标准(JIS)K3151-1996等中记载的方法通过浸渍处理对试样实施磷酸化学转化处理之后，实施厚度10μm的电沉积涂装，在170℃烘烤15分钟。然后，在50℃的去离子水中浸渍360小时，然后用切割器(cutter)切割出100个1mm间隔的棋盘格，目视测定棋盘格部的剥离了的部分的个数，由此算出剥离了的部分的面积率。基于算出的面积率来进行评分。

(评分)

A：剥离面积为0％以上且小于5％

B：剥离面积为5％以上且小于20％

C：剥离面积为20％以上且100％以下

将以上的结果示于表5-1～表5-4。根据表5-1～表5-4可知：本发明例A1～A49，镀层密合性优异，并且，即使是长时间暴露于腐蚀环境的情况也得到了优异的耐蚀性。

另一方面，可知：在表5-1～表5-4的比较例a1～a12中，涂装后耐蚀性、镀层密合性之中的1项以上不满足合格基准。

产业上的可利用性

根据本发明涉及的上述方式，能够提供能得到优异的镀层密合性且即使是长时间暴露于腐蚀环境的情况也能得到优异的耐蚀性的热压部件、以及能够得到该热压部件的热压用钢板。本发明涉及的上述方式，能够得到耐蚀性优异的热压部件，有助于汽车车身的轻量化以及碰撞安全性的提高。

Claims

1.一种热压部件，是具有母材钢板和形成于所述母材钢板上的Al-Fe合金镀层的热压部件，其特征在于，

所述Al-Fe合金镀层，厚度为10.0μm以上，以质量％计含有30％以上的Al、和选自作为耐蚀性提高元素的W、Mo、Sb、Sn、Cr、Co、Cu、Ni、Ta、Ca、Mg、Sr、Se、Re、Hf中的1种或两种以上，

在将在从所述Al-Fe合金镀层的表面起算向所述热压部件的板厚中心部方向直到8.0μm为止的范围中最大浓度在所述耐蚀性提高元素之中成为最大的元素设为B1元素，将所述B1元素的所述最大浓度设为C_max，将所述热压部件的板厚设为t，将从所述热压部件的表面起算向所述板厚中心部方向为t/4的位置设为t_Q，将所述t_Q的位置的所述B1元素的浓度设为C_Q的情况下，C_max/C_Q为0.05以上且30.00以下。

2.根据权利要求1所述的热压部件，其特征在于，所述Al-Fe合金镀层由1种或两种以上的金属间化合物构成。

3.根据权利要求1或2所述的热压部件，其特征在于，所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计，含有C：0.03～0.60％、Si：0.005～2.00％、Mn：0.10～3.00％、P：0.001～0.100％、S：0.0001～0.100％、Al：0.010～0.500％和N：0.001～0.010％、以及选自W：0.01～3.00％、Mo：0.005～2.00％、Sb：0.005～0.30％、Sn：0.005～0.50％、Cr：0.005～2.00％、Co：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Ta：0.0001～0.300％、Ca：0.0001～0.300％、Mg：0.0001～0.300％、Sr：0.0001～0.300％、Se：0.0001～0.300％、Re：0.0001～0.300％和Hf：0.0001～0.300％中的1种或两种以上，余量包含Fe和杂质。

4.根据权利要求3所述的热压部件，其特征在于，所述母材钢板的所述化学组成以质量％计还含有选自B：0.0002～0.0100％、V：0.005～0.500％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.010～0.500％、Zr：0.005～0.500％、O：0.0001～0.0070％和REM：0.0001～0.3000％中的1种或两种以上。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的热压部件，其特征在于，当将从所述Al-Fe合金镀层的表面起算向所述板厚中心部方向为2.0μm的位置的所述B1元素的浓度设为C₂，将从所述表面起算向所述板厚中心部方向为8.0μm的位置的所述B1元素的浓度设为C₈时，C₂/C₈为1.1以上且4.0以下。