阅读说明：本技术 Fe-Al系镀覆热冲压构件和Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法 (Fe-Al-based plated hot-stamped member and method for producing Fe-Al-based plated hot-stamped member ) 是由 藤田宗士 铃木优贵 布田雅裕 真木纯 入川秀昭 窪田竜哉 于 2019-02-15 设计创作，主要内容包括：[技术问题]提供一种显示更优异的成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性的Fe-Al系镀覆热冲压构件以及Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法。[解决方案]本发明的热冲压构件具有位于母材的单面或两面上的Fe-Al系镀层,其中,所述母材具有规定的钢成分,所述Fe-Al系镀层的厚度为10μm以上且60μm以下,且从表面朝向所述母材依次由A层、B层、C层、D层这4层构成,所述4层分别由以规定的含量含有Al、Fe、Si、Mn、Cr且余量为杂质的Fe-Al系金属间化合物构成,D层进一步含有10个/6000μm<Sup>2</Sup>以上且40个/6000μm<Sup>2</Sup>以下的截面积为3μm<Sup>2</Sup>以上且30μm<Sup>2</Sup>以下的柯肯达尔孔洞。([ problem of the invention]Provided are an Fe-Al plated hot-stamped member and a method for producing an Fe-Al plated hot-stamped member, which exhibit more excellent corrosion resistance of a molded part and corrosion resistance after coating. [ solution meansTable (A table)]The hot-stamped member comprises an Fe-Al plating layer on one or both surfaces of a base material having a predetermined steel composition, wherein the Fe-Al plating layer has a thickness of 10 to 60 [ mu ] m and comprises 4 layers of an A layer, a B layer, a C layer and a D layer in this order from the surface toward the base material, the 4 layers each comprise an Fe-Al intermetallic compound containing Al, Fe, Si, Mn and Cr in predetermined amounts and the balance being impurities, and the D layer further comprises 10/6000 [ mu ] m layers 2 40 pieces/6000 mu m 2 The cross-sectional area of the following is 3 μm 2 Above and 30 μm 2 The following kirkendall pores.)

Fe-Al系镀覆热冲压构件和Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造 方法

技术领域

本发明涉及一种Fe-Al系镀覆热冲压构件和Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法。

背景技术

近年来，期望兼具高强度和高成型性的钢板用在汽车用钢板的用途(例如，汽车支柱、车门防撞梁、保险杠梁等)中。作为对应于这种需求的钢板之一，是利用残留奥氏体的马氏体相变的TRIP(相变诱导塑性、Transformation Induced Plasticity)钢。通过这种TRIP钢，能够制造出成型性优异的、具有1000MPa级左右强度的高强度钢板。然而，更高强度(例如1500MPa以上)的超高强度钢难以确保成型性，并且存在成型后的形状保持性差，成型品的尺寸精度差的问题。

如上所述，相对于在室温附近成型的方法(所谓的冷压法)，近来备受关注的方法是热冲压(也被称为热压、热压制、模内淬火、压力淬火等)。该热冲压法是通过将钢板加热至800℃以上的奥氏体区域后立即进行热压成型，从而确保材料的延性，在维持下死点的期间通过用模具急速冷却来对材料进行淬火并压制后获得期望的高强度材质的制造方法。根据该方法，能够得到成型后的形状保持性也优异的汽车用构件。

如上所述的热冲压有望用作成型超高强度构件的方法，但是存在加热时生成氧化皮的问题。热冲压通常具有在大气中加热钢板的工序，此时，在钢板表面生成氧化物(scale)。由于生成的氧化皮会导致电沉积涂膜的密合性、涂装后耐腐蚀性下降，因此需要去除氧化皮的工序，构件的生产率下降。

作为改善上述氧化皮问题且提高热冲压成型品的耐腐蚀性的技术，例如在下述专利文献1中提出了一种通过使用Zn系镀覆钢板作为热冲压用钢板来抑制加热时的氧化皮生成的技术。

但是，由于所述专利文献1中提出的技术中使用的Zn是熔点低的金属，因此在将Zn系镀覆钢板用于热冲压时，有时会导致在热压成型时液态金属脆化(Liquid MetalEmbrittlement：LME)，并且存在汽车构件的耐碰撞特性下降的问题。

为此，例如下述专利文献2～专利文献4中提出了通过使用了融点较高且耐氧化性优异的金属Al的Al系镀覆钢板来改善氧化皮的问题，且解决上述LME的问题的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平9-202953号公报

专利文献2:日本特开2003-181549号公报

专利文献3:日本特开2007-314874号公报

专利文献4:日本特开2009-263692号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，将上述专利文献2～4中提出的Al系镀覆钢板用于热冲压时，由于钢板被暴露在800℃以上的高温下，因此钢板中的Fe扩散至镀层的表面。结果，Al镀层变为硬质且脆性的Fe-Al系金属间化合物的Fe-Al系镀层。由此，在热压成型时，可能镀层会产生裂纹、粉状剥离，成型部耐腐蚀性下降。需要说明的是，这里所说的“Fe-Al系镀层”是指在镀覆期间40质量％以上的Fe扩散，并且Al含量为60质量％以下的镀层。

在此，认为上述成型部耐腐蚀性的下降更具体而言是起因于如下现象：在热冲压成帽形之后且用作汽车零件之前，实施作为一般处理的磷酸化学转化处理、电沉积涂装处理后使其腐蚀时，会从成型部的弯曲R部提前产生红锈。

另外，由于在Fe-Al系镀层上形成Al氧化物，因此阻碍了与磷酸化学转化处理的处理液的反应性，电沉积涂膜处理后的电沉积涂膜的密合性下降，从而涂装后耐腐蚀性可能下降。在此，认为涂装后耐腐蚀性的下降更具体而言是起因于如下现象：在热冲压后，实施磷酸化学转化处理、电沉积涂装处理，并用刀具在涂膜上施加伤痕(模拟崩刀等导致的伤痕)后使其腐蚀时，自伤痕部的涂膜的腐蚀鼓凸(Blister)容易扩大。

由此可见，即使使用上述专利文献2～专利文献4中提出的技术的情况下，在热冲压后的成型部耐腐蚀性以及涂装后耐腐蚀性方面仍存在改进的余地。

为此，本发明是鉴于上述问题完成的，本发明的目的在于，提供一种显示出更优异的成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性的Fe-Al系镀覆热冲压构件和Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决上述技术问题而反复深入研究，结果发现，即使是在成型时镀层发生裂纹、粉状剥离的情况下，通过适当控制Fe-Al基镀层的Al、Fe组成，可以促进磷酸化学转化的反应性，确保电沉积涂膜的密合性，从而改善成型部耐腐蚀性。进而，对于电沉积涂膜的伤痕部的腐蚀，通过使位于Fe-Al系镀层的表面侧的三个层即A层、B层、C层含有Mn、Si且使它们的组成在A层、B层、C层之间存在偏差，可以抑制自伤痕部的腐蚀引起的涂膜鼓凸的扩大。

基于上述见解完成的本发明的要旨如下。

[1]一种Fe-Al系镀覆热冲压构件，其具有位于母材的单面或两面上的Fe-Al系镀层，其中，所述母材以质量％计含有C：0.1％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.00％以下、Mn：0.3％以上且5.0％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.100％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且2.00％以下、B：0.0002％以上且0.0100％以下、N：0.001％以上且0.010％以下，余量由Fe和杂质组成，所述Fe-Al系镀层的厚度为10μm以上且60μm以下，且从表面朝向所述母材依次由A层、B层、C层、D层这4层构成，所述4层分别由以总计为100质量％以下的方式含有以下所示的成分、余量为杂质的Fe-Al系金属间化合物构成，所述D层进一步含有10个/6000μm²以上且40个/6000μm²以下的截面积为3μm²以上且30μm²以下的柯肯达尔孔洞(Kirkendall void)。

A层和C层

Al：40质量％以上且60质量％以下

Fe：40质量％以上且小于60质量％

Si：5质量％以下(不包括0质量％。)

Mn：小于0.5质量％(不包括0质量％。)

Cr：小于0.4质量％(不包括0质量％。)

B层

Al：20质量％以上且小于40质量％

Fe：50质量％以上且小于80质量％

Si：超过5质量％且为15质量％以下

Mn：0.5质量％以上且10质量％以下

Cr：0.4质量％以上且4质量％以下

D层

Al：小于20质量％(不包括0质量％。)

Fe：60质量％以上且小于100质量％

Si：5质量％以下(不包括0质量％。)

Mn：0.5质量％以上且2.0质量％以下

Cr：0.4质量％以上且4质量％以下。

[2]根据[1]所述的Fe-Al系镀覆热冲压构件，其中，在所述A层的表面上还具有由Mg和/或Ca的氧化物构成的厚度为0.1μm以上且3μm以下的氧化物层。

[3]根据[1]或[2]所述的Fe-Al系镀覆热冲压构件，其中，所述母材以质量％计进一步含有W：0.01～3.00％、Mo：0.01～3.00％、V：0.01～2.00％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.01～1.00％、Ni：0.01～5.00％、Cu：0.01～3.00％、Co：0.01～3.00％、Sn：0.005～0.300％、Sb：0.005～0.100％、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Zr：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％中的至少任一者来代替余量的Fe的一部分。

[4]一种Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法，其中，对具有如下母材成分的钢的板坯进行热轧、酸洗、冷轧，然后连续实施退火和热浸镀铝，对所得钢板进行冲裁后，将自冲裁后的所述钢板投入加热设备起至取出为止的加热时间设为150秒以上且650秒以下，以850℃以上且1050℃以下加热该冲裁后的钢板，紧接着成型为预定的形状，以30℃/秒以上的冷却速度急速冷却，所述母材成分以质量％计含有C：0.1％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.00％以下、Mn：0.3％以上且5.0％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.100％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且2.00％以下、B：0.0002％以上且0.0100％以下、N：0.001％以上且0.010％以下，余量由Fe和杂质组成；用于所述热浸镀铝的熔融铝镀浴的组成以总计为100质量％以下的方式含有Al：80质量％以上且96质量％以下、Si：3质量％以上且15质量％以下、Fe：1质量％以上且5质量％以下，余量由杂质组成，对于所述加热中的钢板温度Y(℃)、加热时间X(秒)，Y为600℃以上且800℃以下时的加热时间X为100秒以上且300秒以下，且对于钢板温度Y，进行控制使得当Y关于X的一阶导数(dY/dX)为0的情况下Y存在于600℃以上且800℃以下的范围内。

[5]根据[4]所述的Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法，其中，所述熔融铝镀浴的组成进一步含有总计0.02质量％以上且3质量％以下的Mg或Ca中的至少任一者。

[6]根据[4]或[5]所述的Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法，其中，所述板坯作为母材成分进一步含有以质量％计W：0.01～3.00％、Mo：0.01～3.00％、V：0.01～2.00％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.01～1.00％、Ni：0.01～5.00％、Cu：0.01～3.00％、Co：0.01～3.00％、Sn：0.005～0.300％、Sb：0.005～0.100％、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Zr：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％中的至少任一者来代替余量的Fe的一部分。

发明的效果

如上所述，根据本发明，能够获得显示出更优异的成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性的Fe-Al系镀覆热冲压构件和Fe-Al系镀覆热冲压构件。

附图说明

图1是本申请发明例的Fe-Al系镀覆高强度热冲压钢板的Fe-Al系镀层的截面观察照片，是示出Fe-Al系镀层中的A～D层、柯肯达尔孔洞和图2、3、4的EDS分析点的图。

图2是示出基于本申请发明例的Fe-Al系镀覆热冲压钢板的镀层的EDS分析得到的Fe-Al系镀层的Al、Fe组成的图。灰色阴影区域表示在本发明的范围内。

图3是示出基于本申请发明例的Fe-Al系镀覆热冲压钢板的镀层的EDS分析得到的Fe-Al系镀层的Al、Si组成的图。灰色阴影区域表示在本发明的范围内。

图4是示出基于本申请发明例的Fe-Al系镀覆热冲压钢板的镀层的EDS分析得到的Fe-Al系镀层的Al、Mn组成的图。灰色阴影区域表示在本发明的范围内。

图5是本申请发明例的镀层截面，示出柯肯达尔孔洞的个数密度的测定方法及其测定结果。

具体实施方式

以下一边参照附图，一边对本发明的优选实施方式进行详细说明。

<关于Fe-Al系镀覆高强度热冲压构件>

本发明的实施方式的Fe-Al系镀覆高强度热冲压构件(以下也简称为“热冲压构件”。)在作为母材的钢板的单面或两面上具有Fe-Al系镀层。本实施方式的热冲压构件的维氏硬度(JIS Z 2244、负载9.8N)为300HV以上。以下，对本实施方式的热冲压构件所具备的母材和Fe-Al系镀层进行详细说明。

(关于母材)

首先，对本实施方式的热冲压构件中的母材成分进行详细说明。需要说明的是，在以下的说明中，关于成分的％是指质量％。

如前面所述，由于热冲压中同时进行利用模具的热压成型和淬火，因此，作为本实施方式的热冲压构件的母材，需要淬透性高的成分体系。

为此，本实施方式的热冲压构件的母材成分以质量％计含有C：0.1％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.00％以下、Mn：0.3％以上且5.0％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.001％以上且0.100％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且2.00％以下、B：0.0002％以上且0.0100％以下、N：0.001％以上且0.010％以下，余量由Fe和杂质组成。

[C：0.1％以上且0.5％以下]

本发明是提供在热冲压后具有维氏硬度300HV以上的高强度的成型部件(热冲压构件)的发明，要求热冲压后进行急速冷却从而使其相变为以马氏体为主体的组织。因此，从提高淬透性的角度出发，需要C(碳)含量至少为0.1％以上。C含量优选为0.15％以上。另一方面，C含量过多时，钢板的韧性和延性的下降变得显著，因此热冲压成型时会产生裂纹。这种韧性和延性的下降在C含量超过0.5％时会变得显著，因此将C含量设为0.5％以下。C含量优选为0.40％以下。

[Si：0.01％以上且2.00％以下]

Si(硅)在热冲压时通过加热扩散至镀层中，具有提高上述Fe-Al系镀层的耐腐蚀性的效果。当Si含量为0.01％以上时，会表现出这种耐腐蚀性的提高，因此将Si含量设为0.01％以上。Si含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，Si是比Fe更容易被氧化的元素(易氧化元素)。因此，在连续退火镀覆线上，虽然退火处理中在钢板表面上形成稳定的Si系氧化皮膜，但是，过量含有Si会阻碍热浸镀Al处理时的镀层的附着，从而发生镀不上。因此，从抑制镀不上的角度出发，将Si含量设为2.0％以下。Si含量优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。

[Mn：0.3％以上且5.0％以下]

Mn(锰)在热冲压时通过加热扩散至镀层中，具有提高上述Fe-Al系镀层的耐腐蚀性的效果。当Mn含量为0.3％以上时，会表现出这种耐腐蚀性的提高效果，因此将Mn含量设为0.3％以上。进而，通过将Mn含量设为0.3％以上，能够提高母材的淬透性，也能提高热冲压后的强度。Mn含量优选为0.5％以上，更优选为0.7％以上。另一方面，过量含有Mn会导致淬火后的构件的冲击特性下降。Mn含量超过5.0％时会发生所述冲击特性的下降，因此将Mn含量设为5.0％以下。Mn含量优选为3.0％以下，更优选为2.5％以下。

[P：0.001％以上且0.100％以下]

P(磷)是不可避免含有的元素，另一方面也是固溶强化元素，可以相对廉价地提高钢板的强度。P含量超过0.100％时，则产生韧性降低等不良影响，因此将P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。另一方面，P含量的下限没有特别限定，但如果使P含量小于0.001％，从精炼极限的角度出发是不经济的。因此，P含量设为0.001％以上。P含量优选为0.005％以上。

[S：0.0001％以上且0.100％以下]

S(硫)是不可避免含有的元素，会与钢中的Mn反应以MnS形式成为钢中的夹杂物。S含量超过0.100％时，生成的MnS成为破坏的起点，损害延性和韧性，加工性劣化。因此，将S含量设为0.100％以下。S含量优选为0.010％以下。另一方面，S含量的下限没有特别限定，但如果使S含量低于0.0001％，则从精炼极限的角度出发是不经济的。因此，将S含量设为0.001％以上。S含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。

[Al：0.01％以上且0.50％以下]

钢中含有Al(铝)作为脱氧剂。Al是比Fe更易被氧化的元素(易氧化性元素)。Al含量超过0.50％时，退火处理中在钢板表面上形成稳定的Al系氧化皮膜，阻碍了熔融Al镀层的附着性，从而导致镀不上。因此，从抑制镀不上的角度出发，将Al含量设定为0.50％以下。Al含量优选为0.30％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，但是如果使Al含量小于0.01％，则从精炼极限的角度出发是不经济的。因此，将Al含量设为0.01％以上。Al含量优选为0.02％以上。

[Cr：0.01％以上且2.00％以下]

Cr(铬)与Mn一样，具有提高钢板的淬透性的效果。当Cr含量为0.01％以上时，会表现出这种提高淬透性的效果，因此将Cr含量设为0.01％以上。此外，通过将Cr含量设为0.01％以上，Cr由于热冲压时的加热扩散至镀层中，显示出提高上述Fe-Al系镀层的耐腐蚀性的效果。Cr含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，Cr是比Fe更容易被氧化的元素(易氧化性元素)。Cr含量超过2.0％时，退火处理中在钢板表面上形成稳定的Cr系氧化皮膜，阻碍了热浸镀Al处理时的镀层附着，从而导致镀不上。因此，从抑制镀不上的角度出发，将Cr含量设为2.0％以下。Cr含量优选为1.00％以下。

[B：0.0002％以上且0.0100％以下]

从淬透性的角度出发，B(硼)是有用的元素。通过将B含量设为0.0002％以上，表现出提高该淬透性的效果。因此，将B含量设为0.0002％以上。B含量优选为0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.0100％的B，所述淬透性的提高效果饱和，并且产生铸造缺陷、热轧时的裂纹等，导致制造性下降。因此，将B含量设为0.0100％以下。B含量优选为0.0050％以下。

[N：0.001％以上且0.010％以下]

N(氮)是不可避免含有的元素，从特性稳定化的角度出发，期望固定在钢中。N可以通过Al、选择性含有的Ti、Nb等固定，但是，N含量增加时，则用于固定所包含的元素的量变多，导致成本上升。因此，将N含量设为0.010％以下。N含量优选为0.008％以下。另一方面，N含量的下限没有特别限定，但如果使N含量小于0.001％，则从精炼极限的角度出发是不经济的。因此，将N含量设为0.001％以上。N含量优选为0.002％以上。

另外，以下对可以代替余量的Fe在母材中选择性含有的元素进行说明。

本实施方式的母材还可以进一步含有以质量％计W：0.01～3.00％、Mo：0.01～3.00％、V：0.01～2.00％、Ti：0.005～0.500％、Nb：0.01～1.00％、Ni：0.01～5.00％、Cu：0.01～3.00％、Co：0.01～3.00％、Sn：0.005～0.300％、Sb：0.005～0.100％、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Zr：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％中的至少任一者来代替余量的Fe的一部分。

[W、Mo：0.01％以上且3.00％以下]

W(钨)和Mo(钼)各自从淬透性的角度出发是有用的元素，从提高淬透性的角度出发可以含有。当各元素的含量为0.01％以上时，表现出所述提高淬透性的效果。因此，优选将W、Mo的含量分别设为0.01％以上。然而，即使含有超过3.00％的各元素，所述淬透性的提高效果饱和，并且成本也增加，因此优选将W、Mo的含量分别设为3.00％以下。

[V：0.01％以上且2.00％以下]

从淬透性的角度出发，V(钒)是有用的元素，从提高淬透性的角度出发，可以含有。当各元素的含量为0.01％以上时，表现出所述提高淬透性的效果。但是，即使含有超过2.00％的V，所述提高淬透性的效果饱和，并且成本也增加，因此优选将V含量设为2.00％以下。

[Ti：0.005％以上且0.500％以下]

从固定N的角度出发，可以含有Ti(钛)。使用Ti固定N的情况下，要求以质量％计含有N含量的约3.4倍的量，但是即使N含量减少而仍有10ppm左右，因此Ti含量的下限例如可以设为0.005％。另一方面，过量含有Ti的情况下，会降低淬透性，并且也会降低强度。当Ti含量超过0.500％时，所述淬透性、强度的下降变得显著，因此优选将Ti含量设为0.500％以下。

[Nb：0.01％以上1.00％以下]

从固定N的角度出发，可以含有Nb(铌)。使用Nb固定N的情况下，要求以质量％计含有N含量的约6.6倍的量，但是即使N含量减少而仍有10ppm左右，因此Nb含量的下限例如可以设为0.01％。另一方面，过量含有Nb时，会降低淬透性，并且也会降低强度。Nb含量超过1.00％时，所述淬透性、强度的下降变得显著，因此优选将Nb含量设为1.00％以下。

另外，作为母材成分，除了上述选择性元素，含有Ni、Cu、Sn、Sb等也不会阻碍本发明的效果。

[Ni：0.01～5.00％]

除了淬透性，从联系改善耐冲击性的低温韧性的角度出发，Ni(镍)是有用的元素，可以含有。Ni含量为0.01％以上时，表现出所述淬透性和低温韧性的提高效果。因此，Ni含量优选设为0.01％以上。不过，即使含有超过5.00％的Ni，该效果饱和，而且成本也增加，因此Ni含量优选设为5.00％以下。

[Cu：0.01～3.00％、Co：0.01～3.00％]

Cu(铜)、Co(钴)与Ni一样，除了淬透性，从韧性的角度出发是有用的元素，可以含有。Cu、Co的含量分别为0.01％以上时表现出所述淬透性和韧性的提高效果。因此，Cu、Co的含量优选设为0.01％以上。不过，即使含有超过3.00％を的Cu、Co，该效果饱和，而且成本也增加，不仅如此，还会导致铸片性状的劣化、热轧时产生裂纹、伤痕，因此Cu、Co的含量优选设为3.00％以下。

[Sn：0.005％～0.300％、Sb：0.005％～0.100％]

Sn(锡)和Sb(锑)均是有效提高镀层的润湿性、密合性的元素，可以含有。各元素的含量为0.005％以上时表现出该镀层的润湿性、密合性的提高效果。因此，Sn、Sb的含量优选分别为0.005％以上。不过，含有超过0.300％的Sn的情况下、含有超过0.100％的Sb的情况下，制造时变得容易产生伤痕，而且引起韧性下降。因此，Sn的含量优选为0.300％以下，Sb的含量优选为0.100％以下。

[Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Zr：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％]

Ca(钙)、Mg(镁)、Zr(锆)、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)通过分别为0.0001％以上的含量，具有使夹杂物微细化的效果。因此，Ca、Mg、Zr、REM的含量优选分别为0.0001％以上。另一方面，各元素的含量超过0.01％时，上述效果饱和。因此，Ca、Mg、Zr、REM的含量分别优选为0.01％以下。

在本实施方式中，对于母材的其它成分没有特别限定。例如，有时从废料中混入As(砷)等元素，但是如果是通常范围则不会影响母材的特性。

(关于Fe-Al系镀层)

接着，对本发明中最重要的Fe-Al系镀层进行详细说明。

本实施方式的Fe-Al系镀层的厚度为10μm以上且60μm以下。Fe-Al系镀层的厚度小于10μm时，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性下降。另一方面，Fe-Al系镀层的厚度超过60μm时，由于镀层较厚，因此热冲压成型时镀层从模具受到的剪切力、压缩变形时的应力变大，镀层剥离，从而成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性下降。Fe-Al系镀层的厚度优选为15μm以上，更优选为20μm以上。另外，Fe-Al系镀层的厚度优选为55μm以下，更优选为50μm以下。

此处所说的“Fe-Al系镀层”是指由Fe-Al系金属间化合物和不可避免地含有的杂质形成的镀层。作为具体的Fe-Al系金属间化合物，例如可列举出：Fe₂Al₅、FeAl₂、FeAl(也称为规则BCC。)、α-Fe(也称为不规则BCC。)和Al固溶α-Fe、在这些组成中固溶有Si的物质、进而虽然有时不能确定详细的化学计量组成但是为Al-Fe-Si的3元合金组成等(已确定12种τ1～τ12，特别是τ5也被称为α相，τ6也被称为β相。)。作为Fe-Al系镀层中所含的不可避免的杂质，例如可列举出：作为热浸镀时的热浸镀设备一般所使用的不锈钢、陶瓷、以及喷镀于这些原材料的喷镀皮膜等的成分。不过，Al镀浴中含有Zn的情况下，基于上述抑制热冲压时的LME的理由，Fe-Al系镀层中所含的Zn优选为10质量％以下，更优选为3质量％以下。

在本实施方式的热冲压构件中，上述的Fe-Al系镀层从表面朝向母材依次由A层、B层、C层、D层这4层构成。D层的更下层是母材。这4层可如下确定并区分：对镀层进行截面研磨而不实施蚀刻，用扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)从截面观察，将用1000倍的组成图像(也称为反射电子束图像)拍摄后的对比度分为4种。将本发明的Fe-Al系镀层的截面观察结果作为一例示于图1。

图1中，首先，在母材中形成马氏体组织。由于在本图中未进行刻蚀，因此尚不明确其是马氏体组织，但测定维氏硬度(负载9.8N)时，结果是暗示马氏体组织的HV400以上的高硬度。接着，与母材相邻的浅灰色对比度的层是D层。然后，形成在比D层更靠近表面侧且与D层相邻的层、并且具有深灰色对比度的层是C层。此外，与C层相邻的表面侧的浅灰色对比度的层为B层，与B层相邻的在最表面侧的深灰色的层为A层。需要说明的是，作为其它观察例，存在B层是断续的而无法区分A层和C层的情况，但是这种情况也在本发明的范围内，在成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性方面没有影响。需要说明的是，对比度的深浅是一个示例，只要区分为4层，就是本申请范围的4层结构。

作为确定构成Fe-Al镀层的A层、B层、C层、D层的各层组成的方法，例如可列举出以下方法。即，对镀层进行截面研磨而不实施蚀刻，用电子束显微分析仪(EPMA)以1000倍从截面观察组成图像，并进行元素分析。可在通过前述方法确定并区分了A层、B层、C层、D层之后，对A层、B层、C层、D层分别进行组成分析，根据以Al、Fe、Si、Mn、Cr的总含量为100％的定量分析结果来求出。在各层中，在2处以上实施组成分析，并将得到的分析值的平均值作为该层的组成。

A层、B层、C层、D层的各层的组成分别如下。需要说明的是，以下组成的％为质量％，且各层以总计为100质量％以下的方式含有以下所示的成分，余量为杂质。

A层和C层

Al：40质量％以上且60质量％以下

Fe：40质量％以上且小于60质量％

Si：5质量％以下(不包括0质量％。)

Mn：小于0.5质量％(不包括0质量％。)

Cr：小于0.4质量％(不包括0质量％。)

B层

Al：20质量％以上且小于40质量％

Fe：50质量％以上且小于80质量％

Si：超过5质量％且为15质量％以下

Mn：0.5质量％以上且10质量％以下

Cr：0.4质量％以上且4质量％以下

D层

Al：小于20质量％(不包括0质量％)

Fe：60质量％以上且小于100质量％

Si：5质量％以下(不包括0质量％。)

Mn：0.5质量％以上且2质量％以下

Cr：0.4质量％以上且4质量％以下

上述Fe-Al系镀层的第一个作用是改善有关成型部耐腐蚀性的可能性。如上所述，将Al系镀覆钢板用于热冲压时，由于其被暴露于800℃以上的高温下，因此Fe扩散至镀层的表面，镀层变为硬质且脆性的由Fe-Al系金属间化合物形成的Fe-Al系镀层。其结果，在热压成型时，镀层产生裂纹、粉状剥离，成型部耐腐蚀性下降。更具体而言，有关成型部耐腐蚀性的可能性是指，热冲压成帽形后，实施磷酸化学转化处理和电沉积涂装处理之后使其腐蚀时，会从成型部的弯曲R部提前产生红锈的可能性。

本发明人等针对上述可能性进行深入研究，结果发现：来自成型部的弯曲R部的红锈的原因是，以Fe-Al系镀层的成型中产生的裂纹为起点的锈。此外，本发明人等还发现，要抑制这种生锈，重要的是，使Fe-Al系镀层的A层、B层、C层、D层的任一组成均为Al：60质量％以下且Fe：40质量％以上，并且进一步包含Si、Mn以及Cr。

通过设为这样的组成可以抑制以裂纹为起点的生锈的原因尚不清楚，但推测如下。即推测：通过设为如上所述的Fe-Al系镀层的组成，磷酸化学转化处理的反应性大大提高，结果，形成磷酸化学转化晶体的致密皮膜，所形成的致密皮膜作为抗腐蚀的阻挡层发挥作用，Fe-Al系镀层的生锈被抑制。

需要说明的是，通常，由于被热冲压加热的Fe-Al系镀层的表面上会形成由加热生成的惰性铝氧化膜，因此难以形成磷酸化学转化晶体。然而，在成型时的弯曲R部中，镀层产生裂纹，且该裂纹在热冲压的加热后形成，因此铝氧化膜少，比较容易形成磷酸化学转化晶体。其结果，认为通过控制为本实施方式的Fe-Al系镀层的组成，磷酸化学转化处理的反应性显著提高，由此，Fe-Al系镀层的裂纹的腐蚀被抑制，成型部耐腐蚀性提高。

因此，在如上所述Fe-Al系镀层组成的裂纹中，在A层、B层、C层、D层中良好地形成了磷酸化学转化晶体。需要说明的是，磷酸化学转化晶体是指，在汽车部件中通过常规的磷酸化学转化处理形成的晶体，该晶体提高化学转化处理后的电沉积涂装的密合性，其结果是涂装后耐腐蚀性也提高。锈是从表面发展的，但是如上所述，从成型部耐腐蚀性的角度来看，由于锈以Al-Fe系镀层中产生的裂纹为起点，因此将A层以外的B层、C层、D层也控制为上述组成是特别重要的。

如上所述，Fe-Al系镀层的组成通过设为Al：60质量％以下、Fe：40质量％以上并且进一步包含Si、Mn和Cr，从而可促进磷酸化学转化的反应性。其原因尚不明确，但是推测通过将Al抑制为60质量％以下且将Fe增加至40质量％以上分别产生以下的影响：(1)使在热冲压时形成的Al氧化物不稳定，一般为酸性的磷酸化学转化处理时，表面变得容易被蚀刻；(2)进一步，镀层中的Si、Mn和Cr作为磷酸化学转化晶体的晶核发挥作用，从而形成致密的磷酸化学转化晶体的皮膜。

上述Fe-Al系镀层的第二个作用在于改善有关涂装后耐腐蚀性的可能性。如前所述，在Fe-Al系镀层上形成Al氧化物，因此与磷酸化学转化处理的处理液的反应性被抑制，电沉积涂装处理后的电沉积涂膜密合性下降，涂装后耐腐蚀性有下降的可能性。更具体而言，有关涂装后耐腐蚀性的可能性是指，在热冲压后，实施磷酸化学转化处理以及电沉积涂装处理，并用刀具在涂膜上施加伤痕(模拟崩刀等导致的伤痕)后使其腐蚀时，自伤痕部的涂膜的腐蚀鼓凸(Blister)容易扩大的可能性。

本申请的发明人等针对上述可能性进行了深入研究，结果发现，自伤痕部的涂膜的腐蚀鼓凸扩大的原因是磷酸化学转化处理的反应性下降和Fe-Al系镀层的腐蚀。另外，本申请的发明人等还发现，为了抑制所述原因，与有关成型部耐腐蚀性的可能性同样，重要的是，通过将Fe-Al系镀层的组成设为Al：60质量％以下、Fe：40质量％以上且含有Si、Mn和Cr来提高磷酸化学转化处理的反应性，并且将A层、B层、C层、D层的组成控制为如上所述的组成从而抑制Fe-Al系镀层的腐蚀。

这里所说的A层、B层、C层、D层的组成，具体而言如前所述。A层和C层的组成以质量％计为Al：40％以上且60％以下、Fe：40％以上且小于60％、Si：5％以下(不包括0％。)、Mn：小于0.5％(不包括0％。)、Cr：小于0.4质量％(不包括0质量％。)。B层的组成以质量％计为Al：20％以上且小于40％、Fe：50％以上且小于80％、Si：超过5％且为15％以下、Mn：0.5％以上且10％以下、Cr：0.4质量％以上且4质量％以下。D层的组成以质量％计为Al：小于20％(不包括0％。)、Fe：60％以上且小于100％、Si：5％以下(不包括0％。)、Mn：0.5％以上且2％以下、Cr：0.4质量％以上且4质量％以下。

通过设为如上所述的A层、B层、C层、D层的组成从而可抑制Fe-Al系镀层的腐蚀的原因尚不明确，但是可以推测如下。即推测，在比D层更靠近表面侧的A层和C层较先腐蚀，进而，A层和C层的腐蚀产物作为针对之后的腐蚀发展的阻挡层发挥作用，抑制伤痕部的涂膜的腐蚀鼓凸。特别是认为充分含有Al且抑制含有过量的Fe、Si、Mn是作为最抑制腐蚀发展的阻挡层发挥作用的。作为这种具体的组成，考虑到同时满足如上所述的磷酸化学转化的反应性，将A层和C层的组成设为以质量％计Al：40％以上且60％以下、Fe：40％以上且小于60％、Si：5％以下(不包括0％。)、Mn：小于0.5％(不包括0％。)、Cr：小于0.4质量％(不包括0质量％。)。

另一方面，相对于上述的A层和C层的腐蚀，Al含量少的B层和D层是电化学惰性的，与A层和C层相比不易腐蚀。此外，虽然B层和D层没有位于最表面上，但是在成型裂纹部中镀层产生龟裂，结果B层和D层也可能会暴露。因此，磷酸化学转化处理就耐腐蚀性而言是重要的，并且从磷酸化学转化晶体的形成难易度可知，充分含有Fe、Si以及Mn是重要的。

作为这样的具体组成，考虑到同时满足如上所述的磷酸化学转化的反应性，D层的组成以质量％计为Al：小于20％(不包括0％。)、Fe：60％以上且小于100％、Si：5％以下(不包括0％。)、Mn：0.5％以上且2％以下、Cr：0.4质量％以上且4质量％以下。另外，对于B层，由于其被A层和C层夹住，因此通过设为与A层和C层接近的Al、Fe的组成并且进一步含有Si和Mn，从而利用Si和Mn的氧化物产生的保护作用来抑制B层的腐蚀。作为其具体的组成，考虑到同时满足如上所述的磷酸化学转化的反应性，B层的组成以质量％计为Al：20％以上且小于40％、Fe：50％以上且小于80％、Si：超过5％且为15％以下、Mn：0.5％以上且10％以下、Cr：0.4质量％以上且4质量％以下。

如上所述，本实施方式的技术通过以下方式完成：(1)为了提高成型部耐腐蚀性，改善Fe-Al系镀层的裂纹的化学转化处理性；(2)为了提高涂装后耐腐蚀性，在Fe-Al系镀层中设置比较不易腐蚀的B层和D层、以及虽然容易腐蚀但可以期待通过生成的腐蚀产物来提高耐腐蚀性的A层和C层。

[关于柯肯达尔孔洞的个数密度]

另外，上述D层中含有以个数密度计为10个/6000μm²以上且40个/6000μm²以下的面积(截面积)为3μm²以上且30μm²以下的柯肯达尔孔洞(Kirkendall void)。由此，更可靠地提高成型部耐腐蚀性。通过在D层中存在柯肯达尔孔洞，可缓和热冲压成型时施加于镀层的应力集中，抑制镀层的剥离，结果成型部耐腐蚀性提高。柯肯达尔孔洞的个数密度小于10个/6000μm²时，无法获得相应效果。另一方面，柯肯达尔孔洞的个数密度超过40个/6000μm²时，反而成为热冲压成型时的镀层剥离的起点。

需要说明的是，柯肯达尔孔洞的个数密度按照以下方式控制。即，由于柯肯达尔孔洞的形成是由Al和Fe的扩散引起的，因此随着热冲压时的钢板的最高到达板温和加热时间的增加，柯肯达尔孔洞的个数密度增加。另外，通过在Fe向镀层中扩散而引起合金化反应的热冲压时的升温中使其升温速度随时间变化的梯度即后述的dY/dX为0，从而能够将柯肯达尔孔洞的个数密度控制为所希望的值。

作为这里所说的上述柯肯达尔孔洞的面积(截面积)的确定方法，通过前述使用扫描电子显微镜(SEM)的方法，来确定A层、B层、C层、D层这4层并分别区別。然后，用1000倍的倍率的组成图像(也称为反射电子束图像)拍摄相同的视野，在所得的组成图像中，可以将存在于D层内部的黑色对比度的部分确定为柯肯达尔孔洞。柯肯达尔孔洞由于镀层的空孔而凹陷，反射电子束由于空间位阻而难以从凹部检测出，因此在组成图像中，作为对比度观察到黑色。此时，测定用椭圆包围观察到的黑色颗粒时的最长直径和最短直径，将得到的长径和短径的平均值的一半作为半径r处理，将由πr²给出的值作为柯肯达尔孔洞的面积(截面积)的大小。柯肯达尔孔洞大多为圆形或椭圆形，但是根据情况，有时多个柯肯达尔孔洞彼此在成长过程中接触，成为不规则形状。作为这种情况下的长径和短径的定义，将与不规则形状的柯肯达尔孔洞外接的最小外接圆的直径定义为长径，将与不规则形状的柯肯达尔孔洞内接的最大内接圆的直径定义为短径。

另外，在1000倍的观察视场中，用厚度60μm×长度100μm的长方形包围Fe-Al系镀层，将对所述区域的内部所含的D层内的柯肯达尔孔洞的个数进行计数得到的结果作为柯肯达尔孔洞的个数密度(个数/6000μm²)。图5示出了在以下所示实施例中求出D层中所含的柯肯达尔孔洞的个数密度的一例。

[关于氧化物层]

另外，从提高成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性的角度出发，更优选在上述A层的表面进一步选择性地具有厚度为0.1μm以上且3μm的由Mg和/或Ca的氧化物形成的氧化物层。通过在A层的表面形成由Mg和/或Ca的氧化物形成的氧化物层，可提高热冲压成型时的润滑性，抑制镀层的损伤，而且由于促进化学转化皮膜的形成，因此成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性提高。氧化物层的厚度小于0.1μm时，无法获得上述效果；氧化物层的厚度超过3μm时，氧化物层的密合性下降，从而导致之后形成的电沉积涂膜的剥离。

这里所说的由Mg和/或Ca的氧化物形成的氧化物层，是区别于A层的、以总计10质量％以上含有Mg和Ca的层。需要说明的是，A层中，Mg和Ca的含量总计小于10质量％。作为由Mg和/或Ca的氧化物形成的氧化物层的厚度和组成的确定方法，与前面所述的方法同样，可列举出如下的方法：在截面研磨镀层后不实施蚀刻，通过EPMA观察得到的截面，在垂直于表面的线上连续地进行元素分析，根据Mg和/或Ca总计为10质量％以上的位置的厚度求出。

[关于热冲压构件可具备的其它皮膜层]

关于本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件，对于母材和Fe-Al系镀层，如上所述，热冲压构件用作汽车部件时，之后经过焊接、化学转化处理、电沉积涂装等各种处理，成为最终产品。

对于化学转化处理，通常实施磷酸化学转化处理(以磷和锌为主要成分的化学转化处理)或锆系化学转化处理(以锆为主要成分的化学转化处理)，在本实施方式的热冲压构件的表面上，伴随这些化学转化处理进一步形成化学转化处理皮膜。另外，作为电沉积涂装，通常大多实施阳离子电沉积涂装(C为主要成分)至膜厚1～50μm左右，有时在电沉积涂装之后实施中间涂层、面涂层等涂装。通过这些处理形成的皮膜层与Fe-Al系镀层的A层、B层、C层、D层可以通过主要成分的差异容易地进行确定并区分，将包含40质量％以上的Fe的层视为Fe-Al系镀层。

以上，对本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件进行了详细说明。

<关于Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法>

接着，对本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法进行描述。

本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法中，为了满足如前面所述的化学组成，通过制钢工序调整化学成分后，通过连续铸造来制造板坯(母材)，然后对得到的板坯(母材)进行热轧、酸洗、冷轧从而制成冷轧钢板；对得到的冷轧钢板通过热浸镀生产线连续进行再结晶退火、热浸镀铝处理从而制成Al系镀覆钢板；对得到的Al镀覆钢板进行冲裁后，通过在热冲压设备中连续进行加热、成型、急速冷却，从而制造本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件。以下，对本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法进行详细说明。

(关于Al镀覆钢板的制造)

在本实施方式中，关于直至得到Al镀覆钢板为止的工序，对于热轧没有特别限定。例如，以1300℃以下的加热温度(例如1000～1300℃的范围内)开始热轧，在900℃前后(例如850～950℃的范围内)完成热轧，轧制率设为60～90％的范围内即可。

对于如上所述的热轧后的钢板的卷取温度也没有特别限定，例如设为700℃以上且850℃以下的范围内即可。

另外，对于热轧后的钢板的酸洗的条件没有特别限定，例如设为盐酸酸洗或硫酸酸洗即可。

进而，对于上述酸洗后所实施的冷轧的条件，也没有特别限定，例如轧制率可以在30～90％的范围内适当进行选择。

通过如上所述的工序得到冷轧钢板后，将所得的冷轧钢板在热浸镀生产线上连续进行再结晶退火、热浸镀铝处理，从而制作Al镀覆钢板。在本实施方式中，热浸镀铝如下实施：浸渍在熔融铝镀浴中，并进行擦拭处理来控制铝镀层的附着量。熔融铝镀浴的组成以质量％计含有总计为100质量％以下的Al：80％以上且96％以下、Si：3％以上且15％以下、Fe：1％以上且5％以下，余量为杂质。

Al是为了提高热冲压的加热时的耐氧化性和耐腐蚀性所需的元素，Al含量小于80质量％时，镀层的耐腐蚀性差，Al含量超过96质量％时，热冲压成型时镀层变得容易剥离，耐腐蚀性差。熔融铝镀浴中的Al含量优选为82质量％以上。另外，熔融铝镀浴中的Al含量优选为94质量％以下。

Si是为了提高热冲压后的Fe-Al系镀层的耐腐蚀性所需的元素，Si含量小于3质量％时，镀层的耐腐蚀性差，Si含量超过15质量％时，热浸镀处理后会发生镀不上。熔融铝镀浴中的Si含量优选为5质量％以上。另外，熔融铝镀浴中的Si含量优选为12质量％以下。

熔融铝镀浴中的Fe是在浸渍钢板时由于Fe的溶出而不可避免地含有的，但是是为了促进Fe-Al系镀层中含有Fe所需的元素。Fe含量小于1质量％时，镀层的耐腐蚀性差；Fe含量超过5质量％时，在熔融铝镀浴中形成大量的浮渣，从而在压制成型时成为压痕，损害外观品质。熔融铝镀浴中的Fe含量优选为2质量％以上。另外，熔融铝镀浴中的Fe含量优选为4质量％以下。

另外，从提高Fe-Al系镀层的耐腐蚀性的角度出发，熔融铝镀浴中含有总计0.02质量％以上且3质量％以下的Mg和/或Ca是优选的。Mg和Ca的总含量小于0.02质量％时，不能获得耐腐蚀性的提高效果。另一方面，Mg和Ca的总含量超过3质量％时，由于生成的过量氧化物，在热浸镀处理时发生镀不上的问题。熔融铝镀浴中的Mg和Ca的总含量优选为0.05质量％以上且2质量％以下。熔融铝镀浴中的Mg和Ca的总含量更优选为0.1质量％以上。另外，熔融铝镀浴中的Mg和Ca的总含量更优选为1质量％以下。

通过在熔融铝镀浴中含有总计0.02质量％以上且3质量％以下的Mg和/或Ca，可以在热冲压前的镀层中含有总计0.02质量％以上且3质量％以下的Mg和/或Ca。由于Mg和Ca是非常容易氧化的元素，因此热冲压后Mg和/或Ca在Fe-Al系镀层的A层的表面形成氧化膜，几乎不残留在Fe-Al系镀层中。另外，这样形成的氧化膜成为前面所述的由Mg和/或Ca的氧化物形成的氧化物层。

需要说明的是，可以通过以下方式控制热冲压后所形成的氧化膜的膜厚。即，Mg和/或Ca的氧化膜是通过热浸镀浴中所含的Mg和/或Ca由于热冲压时的加热扩散至镀层表面并氧化从而形成的。因此，通过增加镀浴中的Mg、Ca的含量，能够增加热冲压后的氧化膜的膜厚。另外，热冲压时的加热时间越长，最高到达板温越高，越能增加热冲压后的氧化膜的膜厚，但是根据热浸镀浴中的Mg、Ca的含量，其增加幅度趋于饱和。

另外，对于上述的擦拭处理的条件没有特别限定，但是优选将铝镀层的附着量控制为每单面30g/m²以上且120g/m²以下，从而形成铝系镀层。铝镀层的附着量每单面小于30g/m²时，有时热冲压后的耐腐蚀性不足。另一方面，铝镀层的附着量超过每单面120g/m²时，有时会发生热冲压成型时镀层剥离的问题。每单面的铝镀层的附着量更优选为40g/m²以上。另外，每单面的铝镀层的附着量更优选为100g/m²以下。

作为上述铝镀层的附着量的确定方法，例如可列举出氢氧化钠-六亚甲基四胺/盐酸剥离重量法。具体而言，如JIS G 3314：2011所述，准备具有规定面积S(m²)(例如50mm×50mm)的试验片，并提前测定重量w₁(g)。然后，将其依次浸渍在氢氧化钠水溶液、添加了六亚甲基四胺的盐酸水溶液中直至发泡停止为止，然后立即水洗，并再次测定重量w₂(g)。此时，可以通过(w₁-w₂)/S求出试验片两面上的铝镀层的附着量(g/m²)。

(关于热冲压构件的制造)

如上所述得到的附着有铝镀层的钢板(Al镀覆钢板)在进行冲裁后，用热冲压设备连续进行加热、成型、急速冷却。由此，加热时Fe扩散至铝镀层的表面，制造出Fe-Al系镀覆高强度热冲压构件。在此，对于加热方式没有特别限定，可以使用利用辐射热的炉加热、近红外线方式、远红外线方式、感应加热或电流加热的加热方式等。

在此，制造本实施方式的热冲压构件时，将冲裁后的Al镀覆钢板投入上述加热炉等加热设备至取出为止的时间称为加热时间。需要说明的是，所述加热时间不包含将Al镀覆钢板从加热设备取出以后的搬运时间、下述说明的热成型时间。本实施方式中，将所述加热时间控制为150秒以上且650秒以下。将冲裁后的Al镀覆钢板投入加热设备至取出为止的加热时间小于150秒时，Fe向Al镀层中的扩散变得不充分，软质的Al残留，成型品耐腐蚀性、涂装后耐腐蚀性差，因此不优选。另一方面，所述加热时间超过650秒时，Fe向Al镀层中的扩散过度进行，无法确保4层结构，并且Fe引起的腐蚀变得显著，因此不优选。将冲裁后的Al镀覆钢板投入加热设备至取出为止的加热时间优选为200秒以上，更优选为250秒以上。另外，将冲裁后的Al镀覆钢板投入加热设备至取出为止的加热时间优选为600秒以下，更优选为550秒以下。

另外，在上述加热工序中，将Al镀覆钢板的最高到达板温设为850℃以上且1050℃以下。将最高到达板温设为850℃以上的理由是，通过加热至钢板的Ac1点以上，使其在之后的模具中急速冷却时发生马氏体相变，使母材高强度化的同时，使Fe充分扩散至镀层表面，促进Al镀层的合金化。Al镀覆钢板的最高到达板温更优选为910℃以上。另一方面，最高到达板温超过1050℃时，过量的Fe扩散至Fe-Al系镀层，涂装后耐腐蚀性、成型部耐腐蚀性差。Al镀覆钢板的最高到达板温更优选为980℃以下。

接下来，将处于加热状态的Al镀覆钢板在上下一对成型模具之间热冲压成型为规定形状。成型后通过在压制下死点下静止保持几秒，利用与成型模具的接触冷却将钢板急速冷却进行淬火，可以得到本实施方式的热冲压成型的高强度构件。通过将急速冷却时的平均冷却速度设为30℃/秒以上，使马氏体相变充分进行，实现母材的高强度化。通过利用这种急速冷却的淬火，本实施方式中，如前所述，母材的维氏硬度(负载9.8N)为300HV以上。需要说明的是，对于急速冷却时的平均冷却速度的上限没有特别限定，越快越好，但是，实际上1000℃/秒左右是上限。在此，所述平均冷却速度(℃/s)例如可以使用热电偶或辐射温度计测量钢板温度从800℃急速冷却至200℃以下为止所需的时间t0(秒)，根据得到的时间t0(秒)以(800-200)/t0求出。

在此，对于加热中的钢板温度Y(℃)和加热时间X(秒)，进行控制使得钢板温度Y为600℃以上且800℃以下时的加热时间X为100秒以上且300秒以下。通过将钢板的加热时间X和钢板温度Y设为上述范围内，Fe向镀层中的扩散被控制，Al镀覆钢板变为前述的成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性优异的热冲压构件。上述钢板温度Y小于600℃时或超过800℃时，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性下降。另外，加热时间X小于100秒时或超过300秒时，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性也下降。关于热冲压时的加热，钢板温度Y为600℃以上且800℃以下时的加热时间优选为120秒以上，更优选为150秒以上。另外，钢板温度Y为600℃以上且800℃以下时的加热时间优选为280秒以下，更优选为250秒以下。

另外，关于加热中的钢板温度Y，进行控制使得在钢板温度Y关于加热时间X的一阶导数(dY/dX)为0的情况下钢板温度Y存在于600℃以上且800℃以下的范围内。一阶导数(dY/dX)为0的情况下，钢板温度Y随着时间推移存在极值，且钢板温度Y存在于对于Fe向镀层中的扩散而言重要的600℃以上且800℃以下的温度范围内的时间变长，同时能够更可靠地控制Fe的扩散状态。在此，关于“更可靠地控制”的含义，重要的不仅仅是处于600℃以上且800℃以下的时间。Fe、Al、Si、Mn、Cr等元素的扩散引起镀层的相结构发生变化，甚至A层、B层、C层、D层的化学组成也时刻发生变化。因此，为了控制它们的相结构、组成，最重要的是实现一阶导数(dY/dX)为0的状态。由此，如前面所述，能够更可靠地实现B层和D层中的Mn的富集和Cr的富集。通过一阶导数(dY/dX)为0时钢板温度Y存在于600℃以上且800℃以下的范围内，能够获得上述效果。

在此，关于通过按照以上说明的热处理条件进行热处理从而能够实现前面所述的A层、B层、C层、D层的组成的机理尚不清楚。但是，推测发生了下述现象。即，通过按照上述热处理条件实施热处理，不仅是Fe，源自钢板的Mn和Cr也扩散至镀层中。源自钢板的Mn和Cr在热处理期间，暂且扩散至镀层的表面后，上述A层～D层逐渐形成。在此，在A层和C层逐渐形成的过程中，难以包含在A层和C层中的元素Mn和Cr从正在形成的A层和C层中被排出，在正在形成的B层和D层中富集。因此，B层和D层中所含的Mn和Cr的含量可能大于钢板中所含的Mn和Cr的含量。由于以上的扩散现象发生在600～800℃之间，因此为了控制元素的扩散，除了控制在600～800℃下的材料的加热时间外，还需要控制一阶导数(dY/dX)。推测最终在加热结束的Fe-Al系镀覆热冲压构件的阶段实现了以上说明的A层～D层的组成。

对于在钢板温度Y为600℃以上且800℃以下的范围内一阶导数(dY/dX)为0的次数没有特别限定。例如，如果将温度保持在700℃恒定，则一阶导数(dY/dX)为0的次数为1次。另外，作为另一示例，如果采用在900℃的炉中进行加热，并且在升温途中达到700℃之后立即移动至600℃的加热炉中并保持直到板温达到600℃为止，然后再在900℃的炉中加热这样的方法，则一阶导数(dY/dX)为0的次数为2次。一阶导数(dY/dX)为0的次数只要为1次以上则没有特别限制，但是出于制造设备变得复杂且成本高的理由，优选为3次以下。

需要说明的是，加热中的钢板温度Y通过将K型热电偶点焊到300mm×300mm的钢板上并测定加热中的钢板温度来求出。此时的钢板温度以0.1秒的时间间隔被采样并数字化。钢板温度Y的一阶导数(dY/dX)在以0.1秒的间隔测量钢板温度且将某个时间点的钢板温度设为Y1、将此后0.1秒的钢板温度设为Y2时，可以通过(Y2-Y1)/0.1求出。

(关于热冲压后的后处理)

热冲压构件经过焊接、化学转化处理、电沉积涂装等后处理而成为最终部件。作为化学转化处理，通常被赋予磷酸锌系皮膜、或锆系皮膜。另外，作为电沉积涂装，通常大多使用阳离子电沉积涂装，其膜厚为5～50μm左右。在电沉积涂装之后，为了提高外观品质、耐腐蚀性，有时进一步施加中间涂层、面涂层等涂装。

以上，对本实施方式的Fe-Al系镀覆热冲压构件的制造方法进行了详细说明。

实施例

以下，使用实施例，对本发明的Fe-Al系镀覆热冲压构件及其制造方法进行更具体的说明。以下所示的实施例仅仅是本发明的Fe-Al系镀覆热冲压构件及其制造方法的一例，本发明的Fe-Al系镀覆热冲压构件及其制造方法不限于下述示例。

<实施例1>

使用以下表1所示钢成分的冷轧钢板(板厚：1.4mm)作为供试材料，经过热轧工序和冷轧工序，连续进行再结晶退火、热浸镀铝处理。需要说明的是，在表1中，对于相对含量大的Al、Fe和Si的质量比率，通过四舍五入表示为整数。热轧时的卷取温度设为700℃以上且800℃以下，在热浸镀Al中，使用非氧化炉-还原炉型的生产线，镀覆后通过擦拭法将镀层附着量调整为单面约30g/m²以上且120g/m²以下，然后冷却。此时的铝镀浴组成为Al-2％Fe，Si为3％以上且15％。将所得的铝镀覆钢板冲裁为240mm×300mm，在以下表2-1和表2-2所示的条件下成型为弯曲R＝5mm的帽形，以50℃/秒以上的冷却速度急速冷却，将在下死点的保持时间设为10秒，从而得到高强度热冲压构件。

在此，以下表2-1、表2-2中的热处理条件A～F分别为以下的条件。

A：存在dY/dX＝0的状态，加热时间：500秒、最高到达板温：950℃、处于600℃以上且800℃以下的加热时间X：200秒

B：dY/dX≠0(单调升温)、加热时间：500秒、最高到达板温：950℃、处于600℃以上且800℃以下的加热时间X：60秒

C：dY/dX≠0(单调升温)、加热时间：300秒、最高到达板温：850℃、处于600℃以上且800℃以下的加热时间X：150秒

D：dY/dX≠0(单调升温)、加热时间：100秒、最高到达板温：700℃、处于600℃以上且800℃以下的加热时间X：30秒

E：存在dY/dX＝0的状态，加热时间：700秒、最高到达板温：1100℃、处于600℃以上且800℃以下的加热时间X：400秒

F：存在dY/dX＝0的状态，加热时间：300秒、最高到达板温：650℃、处于600℃以上且800℃以下的加热时间X：100秒

需要说明的是，将K型热电偶点焊至预先冲裁为240mm×300mm的Al镀覆钢板，测定加热中的钢板温度。对热冲压加热中的钢板温度Y进行实际测量的结果，钢板温度Y处于600℃以上且800℃以下时的加热时间X如以下表2-1、表2-2所示。

对于使用下表1中所示的母材并在改变各种条件的同时制造的热冲压构件，通过按照前述方法利用EPMA进行分析，确定了Fe-Al系镀层的厚度以及A层、B层、C层、D层的组成。另外，对于D层，按照前面说明的方法测量截面积为3μm²以上且30μm²以下的柯肯达尔孔洞的个数。作为对应于发明例的热冲压构件的特定示例，基于图1所示的截面图像，分析“+”标记的点的结果为图2、3、4。将A层、B层、C层、D层的各组成总结示于以下表2-1。需要说明的是，对于表2-2所示编号20～22的试样，由于其不具有本发明所着眼的A层、B层、C层、D层的4层结构，因此未确定各层的详细组成。

另外，对于各热冲压构件，根据以下标准评价了成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性。

按照以下步骤评价成型部耐腐蚀性。

对通过上述步骤制造的热冲压构件即弯曲R＝5mm的各帽子成型品，使用日本帕卡设计工程株式会社制的化学转化处理液PB-SX35T实施化学转化处理，然后涂装约10μm厚的日本Paint株式会社制的阳离子电沉积涂料Powernics 110。之后，实施60个循环(20天)由汽车技术协会制定的复合腐蚀试验(JASO M610-92)，并确认成型品的R部有无红锈生成。将成型品中存在红锈的情况评价为“VB(Very Bad)”；以同样的方式将在120个循环(40天)的阶段存在红锈的情况评价为“B(Bad)”；不存在红锈的情况评价为“G(Good)”。将“G”设为合格水平，将“B”和“VB”设为不合格水平。

按照以下步骤评价涂装后耐腐蚀性。

同样，使用日本帕卡设计工程株式会社制的化学转化处理液PB-SX35T对制造的各帽子成型品实施化学转化处理，然后涂装约10μm厚的日本Paint株式会社制的阳离子电沉积涂料Powernics 110。之后，将成型品的纵壁部用刀具横切涂膜，并实施180个循环(60天)由汽车技术协会制定的复合腐蚀试验(JASO M610-92)，测定横切部的涂膜的鼓凸宽度。此时，作为比较材料，使用合金化热浸镀锌钢板(GA：单面附着量45g/m²)，进行与上述相同的化学转化处理、电沉积涂膜和横切后，进行试验。涂膜的鼓凸宽度高于GA的情况评价为“B(Bad)”；涂膜的鼓凸宽度低于GA的情况评价为“G(Good)”；涂膜的鼓凸宽度低至GA的1/2以下的情况评价为“VG(Very Good)”。将“G”和“VG”设为合格水平，将“B”设为不合格水平。

将根据上述标准的有关成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性的评价结果总结示于以下表2-1、表2-2。需要说明的是，对于表2-2所示的编号20～编号22的试样，Fe-Al系镀层的层数在本发明的范围外，因此未测定Fe-Al系镀层的详细组成，也未评价所得试样。

[表1]

[表2-1]

[表2-2]

表2－2

由上述表2-1可知，对应于本申请发明例的编号1～编号16的试样与对应于比较例的编号17～编号19的试样相比，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性均优异。

<实施例2>

以与实施例1相同的制造方法获得热冲压构件时，作为镀浴组成进一步含有0.02质量％以上且2质量％以下的Mg或Ca从而获得热冲压构件，将结果示于以下表3。在此，采用实施例1中的条件“A”作为热处理条件。另外，通过截面SEM检测由Mg或Ca的氧化物形成的氧化物层的厚度，将结果一并示于以下表3。需要说明的是，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性的评价标准与实施例1相同。

[表3]

由上述表3可知，将由Mg或Ca的氧化物形成的氧化物层的优选厚度设为0.1μm以上且3μm以下的、对应于表3的发明例的编号31～编号33的试样与表2-1中的编号10的试样相比，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性这两者更优异。

<实施例3>

与实施例1相同，将表1所示的钢成分的冷轧钢板(板厚1.4mm)作为供试材料，经过热轧工序和冷轧工序，连续进行再结晶退火、热浸镀铝处理。热轧时的卷取温度设为700℃以上且800℃以下，在热浸镀Al中，使用非氧化炉-还原炉型的生产线，镀覆后通过擦拭法将镀层附着量调整为单面约30g/m²以上且120g/m²以下，然后冷却。将此时的镀浴组成示于以下表4。

将所得的Al镀覆钢板冲裁为240mm×300mm并加热后，为了进行热冲压，在实施例1的热处理条件A所示的条件下加热，成型为帽形，以50℃/秒以上的冷却速度急速冷却，将在下死点的保持时间设为10秒，从而得到高强度热冲压构件。

需要说明的是，将K型热电偶点焊至预先冲裁为240mm×300mm的Al镀覆钢板，测定加热中的钢板温度。测定热冲压加热中的钢板温度Y处于600℃以上且800℃以下时的加热时间X。将详细的制造条件示于以下表6。

对于这样制造的热冲压构件，以与实施例1相同的标准评价成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性，将所得结果一并示于以下表4。

[表4]

由上述表4可知，对应于本申请发明例的编号41～编号42的试样与对应于比较例的编号43～编号44的试样相比，成型部耐腐蚀性和涂装后耐腐蚀性优异。

以上，一边参照附图一边对本发明的优选实施方式进行了详细说明，但是本发明不限于这些示例。只要是本发明所属技术领域的拥有一般知识的技术人员，能够想到在权利要求书所述的技术思想的范围内做出各种变形例或修改例，应当理解的是，这些也属于本发明的技术范围。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供涂装后耐腐蚀性优异的Fe-Al系镀覆高强度热冲压构件及其制造方法，能够提高汽车碰撞安全性，通过汽车轻量化能够降低燃料消耗和CO₂等尾气的排放。