TW201928085A - 鋁系鍍敷鋼板、鋁系鍍敷鋼板的製造方法及汽車用零件的製造方法 - Google Patents

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藤田宗士
鈴木優貴
布田雅裕
真木純
入川秀昭
荒牧高志
窪田龍哉
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日商新日鐵住金股份有限公司
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Abstract

本發明之一態樣的鋁系鍍敷鋼板具備：母材、位在母材上方的鋁系鍍敷層、及位在母材與鋁系鍍敷層之間且含有Al與Fe之金屬間化合物的金屬間化合物層；母材含有預定範圍內的化學成分；鋁系鍍敷層含有合計為100質量%的下述：以平均計，80質量%以上且97質量%以下的Al、3質量%以上且15質量%以下的Si、0質量%以上且5質量%以下的Zn、0質量%以上且5質量%以下的Fe、合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上、及不純物；金屬間化合物層的厚度平均值為2μm以上且10μm以下，金屬間化合物層的厚度最大值為10μm以上且25μm以下，金屬間化合物層的厚度標準差為2μm以上且10μm以下。

Description

鋁系鍍敷鋼板、鋁系鍍敷鋼板的製造方法及汽車用零件的製造方法
發明領域
本發明是有關於一種鋁系鍍敷鋼板、鋁系鍍敷鋼板的製造方法及汽車用零件的製造方法。
本案基於2017年12月5日在日本申請之特願2017-233620號而主張優先權，並在此援用其內容。
背景技術
近年來，在汽車用鋼板的用途(例如，汽車支柱、車門防撞樑、保險槓樑等)等之中，謀求一種兼具高強度與高成形性的鋼板。對應這種兼具高強度與高成形性之鋼板的其中1種，現有TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼，其係利用了殘留沃斯田鐵的麻田散鐵變態。透過這種TRIP鋼，便能製造出一種成形性優異且具有1000MPa級左右強度的高強度鋼板。然而，就算是使用TRIP鋼，要想實現更高強度(例如1500MPa以上這般超高強度)同時確保成形性，是有困難的；而且，會有成形後定形性差而成形品的尺寸精度劣化之問題。
使用上述TRIP鋼所進行的成形，是在室溫附近進行成形的工法(所謂的冷壓製工法)，相對於此，最近備受注目的工法是熱壓印(亦稱為：熱壓製、熱加壓、模淬火(die quench)、加壓淬火(press quench)等)工法。這種熱壓印工法，將鋼板加熱至800℃以上之沃斯田鐵區域後馬上以熱進行壓製來確保成形性，同時，於保持在下死點(bottom dead center)之間透過模具進行急冷而將材料進行淬火，藉此在壓製後會實現出所欲高強度材質的一種零件製造方法。根據本工法，就能獲得一種成形後定形性也優異的汽車用零件。
熱壓印工法雖作為成形出超高強度構件的方法而言是值得期待，但一般來說會有大致可分成2個課題。第1課題是有關於加熱時之鏽垢的課題。熱壓印通常會具有一個在大氣中將鋼板加熱之步驟，這種加熱時，在鋼板表面會生成氧化物(鏽垢)。因此，除去鏽垢之步驟就變得必要，而生產性會下降。第2課題則是有關於生產性隨加熱時間而下降的課題。當以電爐、燃氣爐等進行爐加熱時，從常溫升溫至900℃左右時的平均升溫速度，通常是3~5℃/秒，故直至加熱之前會需要180~290秒，能夠以熱壓印工法來成形零件的個數為1~3個/分左右，生產性非常低。
改善上述第1課題即有關鏽垢課題並且提高熱壓印成形品耐蝕性的技術而言，例如以下的專利文獻1~專利文獻3中提出的技術，是使用鋁系鍍敷鋼板作為熱壓印用的鋼板，來抑制加熱時生成鏽垢。
又，為了改善上述第2課題即生產性隨加熱時間而下降的課題，作為提升鋁鍍敷的加熱效率來說，例如以下的專利文獻4及專利文獻5中提出一種著眼於下述觀點的技術：當鋁鍍敷之加熱時所生成之Al與Fe的合金化反應到達表面時，便增加升溫速度的技術。
更具體來說，以下的專利文獻4中，是透過減少鋁鍍敷的鍍敷層厚度來解決加熱效率之課題。
又，以下的專利文獻5中，則是在熱壓印前，預先將鋁鍍敷鋼板的捲材於箱型退火爐內在鋁鍍敷熔點以下的溫度保持一定時間，讓Al與Fe進行合金化反應，藉此解決加熱效率之課題。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本國特開平9-202953號公報
專利文獻2：日本國特開2003-181549號公報
專利文獻3：日本國特開2003-49256號公報
專利文獻4：日本國特開2010-70800號公報
專利文獻5：日本國特願2010-519842號公報
發明概要
發明所欲解決之課題
如以上所說明，作為一種解決熱壓印時鏽垢之問題且兼具耐蝕性的材料而言，鋁系鍍敷鋼板是備受期待。
然而，上述專利文獻1~專利文獻3所揭露的技術中，雖然藉由抑制上述第1課題即加熱時產生鏽垢來省略鏽垢除去步驟，從而能提升生產性，然而卻無法解決上述第2課題即生產性隨加熱時間而下降的問題。
又，上述專利文獻4所揭露的技術中，雖有解決上述第2課題即生產性隨加熱時間而下降的問題，但卻因為未充分抑制上述第1課題之鏽垢，結果就必須設置鏽垢除去步驟，因而導致降低生產性。再加上，鍍敷層厚度變薄，因而會有耐蝕性下降之問題。
還有，上述專利文獻5所揭露的技術中，雖能縮短熱壓印中的加熱時間，但因為增加了將鋁鍍敷鋼板捲材於箱型退火爐內預熱的步驟，導致製造步驟增多。又，Al與Fe的合金化反應所形成的Al-Fe系金屬間化合物，一般是高硬度。因此，平整輥軋或捲取捲材時受到延伸、彎曲加工之情況下、或是在熱壓印前切斷胚料時之端面等受加工的部位處，會有鍍敷剝離而耐蝕性下降之問題。
如上，現況是謀求一種鋁系鍍敷鋼板，其能實現優異耐蝕性，同時在不導致製造步驟增加下，即可更為提升受熱壓印工法之加熱時間影響的生產性。
於是，本發明便是有鑑於此種問題所完成者，其目的在於提供一種鋁系鍍敷鋼板、鋁系鍍敷鋼板的製造方法及汽車用零件的製造方法，其能實現優異的耐蝕性，同時在不導致製造步驟增加下，即可進一步提升受熱壓印工法之加熱時間影響的生產性。
用以解決課題之手段
本發明的要旨，乃如下所述。
(1)本發明之一態樣的鋁系鍍敷鋼板，具備：母材、位在前述母材上方的鋁系鍍敷層、及位在前述母材與前述鋁系鍍敷層之間且含有Al與Fe之金屬間化合物的金屬間化合物層；前述母材以質量%計含有：C：0.15%以上且0.50%以下、Si：0.010%以上且2.000%以下、Mn：0.3%以上且5.0%以下、Cr：0.010%以上且2.000%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、Al：0.5%以下、B：0.0002%以上且0.0100%以下、N：0%以上且0.01%以下、W：0%以上且3%以下、Mo：0%以上且3%以下、V：0%以上且2%以下、Ti：0%以上且0.5%以下、Nb：0%以上且1%以下、Ni：0%以上且5%以下、Cu：0%以上且3%以下、Sn：0%以上且0.1%以下、及Sb：0%以上且0.1%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；前述鋁系鍍敷層含有合計100質量%的下述：以平均計，80質量%以上且97質量%以下的Al、3質量%以上且15質量%以下的Si、0質量%以上且5質量%以下的Zn、0質量%以上且5質量%以下的Fe、合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上、及不純物；前述金屬間化合物層的厚度平均值為2μm以上且10μm以下，前述金屬間化合物層的厚度最大值為10μm以上且25μm以下，前述金屬間化合物層的厚度標準差為2μm以上且10μm以下。
(2)上述(1)所記載的鋁系鍍敷鋼板，其中，自前述母材與前述金屬間化合物層之界面起算朝前述母材之中心方向至5μm為止的範圍內亦可具有含氧化物區域，該含氧化物區域含有：合計1質量%以上且10質量%以下的選自Si氧化物、Mn氧化物、Cr氧化物及B氧化物所構成群組之1種以上。
(3)上述(1)或(2)所記載的鋁系鍍敷鋼板，其中，前述鋁系鍍敷層亦可含有：合計0.01質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之1種以上。
(4)本發明另一態樣之鋁系鍍敷鋼板的製造方法，是製造上述(1)至(3)中任一項所記載的鋁系鍍敷鋼板的方法，並具備：將鋼胚進行熱輥軋而獲得熱軋鋼板之步驟、捲取前述熱軋鋼板之步驟、酸洗前述熱軋鋼板之步驟、將前述熱軋鋼板進行冷輥軋而獲得冷軋鋼板之步驟、及對前述冷軋鋼板連續進行退火處理及熔融鋁系鍍敷處理之步驟；前述鋼胚的成分以質量%計含有：C：0.15%以上且0.50%以下、Si：0.010%以上且2.000%以下、Mn：0.3%以上且5.0%以下、Cr：0.010%以上且2.000%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、Al：0.5%以下、B：0.0002%以上且0.0100%以下、N：0%以上且0.01%以下、W：0%以上且3%以下、Mo：0%以上且3%以下、V：0%以上且2%以下、Ti：0%以上且0.5%以下、Nb：0%以上且1%以下、Ni：0%以上且5%以下、Cu：0%以上且3%以下、Sn：0%以上且0.1%以下、及Sb：0%以上且0.1%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；前述捲取中的鋼板捲取溫度CT設為700℃以上且850℃以下，前述冷輥軋後前述冷軋鋼板表面算術平均粗糙度Ra設為0.5μm以上且5μm以下；前述熔融鋁系鍍敷處理中的鍍敷浴含有合計為100質量%的下述：80質量%以上且97質量%以下的Al、3質量%以上且15質量%以下的Si、不純物、0質量%以上且5質量%以下的Zn、0質量%以上且5質量%以下的Fe、合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上。
(5)上述(4)所記載的鋁系鍍敷鋼板的製造方法中，在前述退火處理中，板溫度650℃以上且900℃以下的範圍下，退火氣體環境之水蒸氣分壓PH2O 與氫分壓PH2 的關係式log(PH2O /PH2 )的值亦可設為-3以上且-0.5以下；在前述板溫度下的退火時間亦可設為60秒以上且500秒以下。
(6)上述(4)或(5)所記載的鋁系鍍敷鋼板的製造方法中，前述鍍敷浴亦可含有：合計0.01質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之1種以上。
(7)本發明另一態樣之汽車用零件的製造方法，具備：將上述(1)至(3)中任一1項所記載的鋁系鍍敷鋼板加熱至850℃以上為止之步驟、透過模具將前述鋁系鍍敷鋼板進行壓製成型之步驟、及透過前述模具將前述鋁系鍍敷鋼板以30℃/s以上之冷卻速度進行急冷之步驟。
發明效果
依照本發明，即可提供一種鋁系鍍敷鋼板、鋁系鍍敷鋼板的製造方法及汽車用零件的製造方法，其能實現優異的耐蝕性，同時在不導致製造步驟增加下，即可進一步提升受熱壓印工法之加熱時間影響的生產性。
用以實施發明之形態
本案發明人等為了解決上述課題，反覆專心研究。然後本案發明人等就阻礙鋁系鍍敷的加熱效率之原因，著重在加熱中的升溫速度。結果理解到，升溫速度由室溫至750℃左右特別慢，另一方面，在750℃以上則升溫速度會變快。這種現象的原因雖不明，但由於升溫速度發生變化的溫度是大約接近金屬Al的熔點即660℃之數值，由此而推定如下。也就是認為，因為Al初始發射率(originally emissivity)較低，再加上在鍍敷的熔點~750℃為止的溫度區域下，會因Al熔融而鍍敷表面會平滑化，進而發射率會下降。另一方面，在750℃以上的溫度區域下，會因Al與Fe的合金化反應受到促進，Al與Fe之金屬間化合物會形成至鋁系鍍敷的表面，結果發射率會提升而熱的吸收可獲改善。另外，後述所謂的「Al與Fe之金屬間化合物」的概念，不僅是Fe-Al系金屬間化合物，還包含例如Fe-Al-Si系金屬間化合物等這類含Fe及Al以外元素的金屬間化合物。
當形成Al與Fe之金屬間化合物時發射率會提升，作為教示到前述的事實，可舉以下的現象。關於鋁系鍍敷之表面外觀，加熱前外觀是具有金屬光澤的銀白色，相對於此，若Al與Fe之金屬間化合物形成至鋁系鍍敷的表面，則外觀會變化成發黑的顏色而變得沒有金屬光澤。
由以上的見解出發，本案發明人等認為，使Al與Fe之金屬間化合物在熱壓印前就先大量形成於鋁系鍍敷中，並在短時間內使Al與Fe的合金化反應進展至鋁系鍍敷的表面，藉此，便會有效改善熱壓印中鋼板升溫速度並提高加熱效率。此處，熔融鋁鍍敷法之一即森吉米爾(Sendzimir)式的熔融鋁鍍敷法，可使鋁系鍍敷層與母材之界面形成Al與Fe之金屬間化合物層。因此認為，透過使用森吉米爾式的熔融鋁系鍍敷法，可使上述含有Al與Fe之金屬間化合物的金屬間化合物層，從熱壓印加熱之前就大量形成。
另一方面，由於Al與Fe之金屬間化合物是硬質，當大量形成Al與Fe之金屬間化合物時，會導致金屬間化合物層容易受到破壞，而在鍍敷附著性上衍生問題。於是，本案發明人等針對此一問題的解決方案，進一步反覆檢討。結果發現，關於含有Al與Fe之金屬間化合物的金屬間化合物層之厚度，整體來說是抑制過度增厚且局所來說是以一定比例形成厚的部分，藉此可確保熱壓印前鋁系鍍敷鋼板的鍍敷附著性，同時能在短時間內就使Al與Fe的合金化反應進展至鋁系鍍敷的表面。藉此就能解決鍍敷附著性之問題，還能促進加熱效率。
另外，一般而言，鋼板板厚越薄，則熱壓印時的加熱過程中加熱速度會變得越快，加熱效率會增加。同理，鋁系鍍敷層厚度越薄，則鍍敷的合金化時間(至表面變成不具金屬光澤之黑色而提升熱吸收效率為止的時間)會變得越短，故熱壓印時的加熱效率會提升。在本案中，本實施形態所述「優異的加熱效率」是指：就具有相同溫度條件、相同板厚、及相同厚度的鋁系鍍敷層的鋼板而言，加熱效率比習知技術來得優異。
以下，一邊參照所附上的圖式，一邊針對基於上開見解所完成之本發明適宜的實施形態，進行詳細說明。另外，本說明書及圖式中，針對具有實質相同機能構成的構成要素，是透過標上相同符號來省略重複的說明。
如前概略說明，作為解決熱壓印時之鏽垢問題且也兼具耐蝕性的材料來說，鋁系鍍敷鋼板是備受期待的。面對熱壓印時加熱效率低導致生產性下降，現況是謀求一種鋁系鍍敷鋼板，其能確保鋁系鍍敷層厚度、不增加鋼板的製造步驟且提高熱壓印時之加熱效率。
有鑑於此點，以下所詳述之本發明實施形態，是有關於一種熱壓印用的熔融鋁系鍍敷鋼板及其製造方法、與汽車用零件的製造方法，尤其是有關於一種熱壓印之加熱效率優異的鋁系鍍敷鋼板及其製造方法。
[關於鋁系鍍敷鋼板]
＜鋁系鍍敷鋼板之整體構造＞
以下，參照圖1及圖2來說明本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的整體構造。圖1顯示本發明實施形態鋁系鍍敷鋼板之一例的示意圖，並顯示該鋁系鍍敷鋼板在厚度方向上切斷之剖面。圖2則是顯示本實施形態鋁系鍍敷鋼板其他的構成例之示意圖。
如圖1所示，本實施形態之鋁系鍍敷鋼板具有：母材1、位在母材1單面上方的鋁系鍍敷層2、及位在母材1與鋁系鍍敷層2之間的金屬間化合物層3。又如圖2所示，本實施形態之鋁系鍍敷鋼板，其具有：位在母材1單面上方的鋁系鍍敷層2、及位在母材1與鋁系鍍敷層2之間的金屬間化合物層3，且宜更還在母材1內部且在母材1與金屬間化合物層3之界面附近具有含氧化物區域4。
另外，在圖1及圖2中，雖然以圖示意了在母材單面上存在有上述鋁系鍍敷層2、金屬間化合物層3、及含氧化物區域4之情況，但是，亦可在母材兩側的面上存在有上述鋁系鍍敷層2、金屬間化合物層3、及含氧化物區域4。
＜關於母材1＞
以下，首先針對本實施形態之鋁系鍍敷鋼板所具有的母材1，進行詳細說明。
由於熱壓印工法是一種透過模具同時進行壓製加工與淬火的工法，故本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的母材1化學成分宜為淬火性良好的成分種類。以下，針對本實施形態之母材的化學成分，進行詳細說明。另外，在以下的說明中，只要沒有特別申明，關於成分的「%」則意指「質量%」。
從上述觀點來看，本實施形態之母材1的化學成分以質量%計含有：C：0.15%以上且0.5%以下、Si：0.01%以上且2.0%以下、Mn：0.3%以上且5.0%以下、Cr：0.01%以上且2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、Al：0.5%以下、B：0.0002%以上且0.01%以下，且剩餘部分包含Fe及不純物。又，本實施形態之母材1的化學成分亦可任意含有以質量%計之選自下列所構成群組之一種以上：N：0%以上且0.01%以下、W：0%以上且3%以下、Mo：0%以上且3%以下、V：0%以上且2%以下、Ti：0%以上且0.5%以下、Nb：0%以上且1%以下、Ni：0%以上且5%以下、Cu：0%以上且3%以下、Sn：0%以上且0.1%以下、及Sb：0%以上且0.1%以下。
(C：0.15%以上且0.50%以下)
依據本實施形態以熱壓印工法所得之成形品，其具有例如1000MPa以上這般高強度，且該成形品之組織被要求熱壓印後進行急冷會變態為以麻田散鐵為主體的組織。碳(C)含量小於0.15%時，淬火性會下降而強度會不足。另一方面，當C含量大於0.50%，則鋼板韌性會明顯下降，而加工性會下降。因此，C含量是設為0.15%以上且0.50%以下。C含量宜為0.20%以上、0.25%以上、或0.28%以上。C含量宜為0.40%以下、0.35%以下、或0.30%以下。
(Si：0.010%以上且2.000%以下)
在矽(Si)含量小於0.010%之情況下，淬火性及疲勞特性會劣化。另一方面，由於Si是一種比Fe還容易氧化的元素(易氧化性元素)，因此在連續退火鍍敷產線中當Si含量大於2.000%，則在退火處理中就會在鋼板表面形成安定的Si系氧化皮膜，並阻礙熔融Al鍍敷的附著性而發生未鍍敷。因此，Si含量是設為0.010%以上且2.000%以下。Si含量宜為0.050%以上、0.100%以上、或0.300%以上。Si含量宜為1.000%以下、0.800%以下、或0.600%以下。
(Mn：0.3%以上且5.0%以下)
錳(Mn)是一種可提高鋼板淬火性且還能抑制混入鋼板之S所引起之熱脆性的元素。在Mn含量小於0.3%之情況下，淬火性會下降而強度會不足。另一方面，在Mn含量大於5.0%之情況下，淬火後的衝撃特性會下降。因此，Mn含量是設為0.3%以上且5.0%以下。Mn含量宜為0.5%以上、0.8%以上、或1.0%以上。Mn含量宜為4.0%以下、3.0%以上、或2.0%以下。
(Cr：0.010%以上且2.000%以下)
鉻(Cr)雖是一種會發揮出提高鋼板淬火性效果的元素，但在Cr含量小於0.010%之情況下，便無法獲得上述提升淬火性效果而強度會不足。另一方面，由於Cr是一種比Fe還容易氧化的元素(易氧化性元素)，因此在Cr含量大於2.000%之情況下，會導致退火處理中在鋼板表面形成安定的Cr系氧化皮膜，並阻礙熔融Al鍍敷的附著性而發生未鍍敷。因此，Cr含量是設為0.010%以上且2.000%以下。Cr含量宜為0.100%以上、0.400%以上、或0.800%以上。Cr含量宜為1.600%以下、1.400%以下、或1.000%以下。
(P：0.1%以下)
磷(P)亦是固溶強化元素，能以較低價方式讓鋼板強度提高。在本案中，在P含量大於0.1%之情況下，會出現導致韌性下降等的不良影響，因此P含量是設為0.1%以下。另一方面，P在本實施形態鋁系鍍敷鋼板來說並必要，故P含量下限並未特別限定，亦可設為0%。在將P含量設為小於0.001%之情況下，從精煉極限上來看並不經濟，因此亦可將P含量設為0.001%以上。P含量宜為0.05%以下，較宜為0.01%以下或0.005%以下。
(S：0.1%以下)
硫(S)作為MnS而會成為鋼中的夾雜物。在本案中，在S含量大於0.1%之情況下，MnS會成為破壞的起點，而延展性及韌性會下降且加工性會下降，因此S含量是設為0.1%以下。另一方面，S在本實施形態鋁系鍍敷鋼板來說並非必要，故S含量下限並未特別限定，亦可設為0%。在將S含量設為小於0.001%之情況下，從精煉極限上來看並不經濟，因此亦可將S含量設為0.001%以上。S含量宜為0.05%以下，較宜為0.01%以下或0.005%以下。
(Al：0.5%以下)
鋁(Al)作為脫氧劑而含有在鋼中。由於Al相較於Fe是易氧化性元素，故在Al含量大於0.5%之情況下，會導致退火處理中在鋼板表面形成安定的Al系氧化皮膜，並阻礙熔融Al鍍敷的附著性而發生未鍍敷。因此，Al含量是設為0.5%以下。另一方面，Al含量下限並未特別限定，亦可設為0%。在將Al含量設為小於0.01%之情況下，從精煉極限上來看並不經濟，因此亦可將Al含量設為0.01%以上。Al含量宜為0.2%以下，較宜為0.1%以下或0.08%以下。
(B：0.0002%以上且0.0100%以下)
硼(B)從淬火性觀點來看是有用的元素，透過含有0.0002%以上會提升淬火性。但是，在含有大於0.0100%的B之情況下，上述提升淬火性效果會達飽和。又，當過量含有B，會產生鑄造欠陷、熱輥軋時產生裂紋等，而製造性會下降。因此，B含量是設為0.0002%以上且0.0100%以下。B含量宜為0.0010%以上、0.0020%以上、或0.0030%以上。B含量宜為0.0080%以下、0.0070%以下、或0.0060%以下。
接著，以下，針對在母材1中可選擇含有的成分，進行詳細說明。不過，即便不使用以下說明之母材1的任意成分，本實施形態之鋁系鍍敷鋼板仍可解決其課題。因此，母材1之任意成分含量下限值全都是0%。
(N：0%以上且0.01%以下)
從特性安定化觀點來看，氮(N)宜加以固定，並可使用Ti、Nb、及Al等來固定。當N含量增加，則用來固定N而含有的元素其含量就會變多量，而招致成本提升。因此，N含量宜為0.01%以下。N含量較宜為0.008%以下。
(W、Mo：分別為0%以上且3%以下)
鎢(W)及鉬(Mo)分別從淬火性觀點來看是有用的元素，透過含有0.01%以上，會發揮出提升淬火性之效果。另一方面，在W及Mo含量分別大於3%之情況下，上述效果會達飽和，成本還會提高。因此，W及Mo含量宜分別設為0.01%以上且3%以下。W及Mo含量較宜分別為0.05%以上。W及Mo含量較宜分別為1%以下。
(V：0%以上且2%以下)
釩(V)從淬火性觀點來看是有用的元素，透過含有0.01%以上，會發揮出提升淬火性之效果。但是，在含有大於2%之V的情況下，該效果會達飽和，成本還會提高。因此，V含量宜設為0.01%以上且2%以下。V含量較宜為0.05%以上。V含量較宜為1%以下。
(Ti：0%以上且0.5%以下)
從固定N之觀點來看，是可含有鈦(Ti)，且宜以質量%計在N含量的約3.4倍來含有。N含量再怎麼低減也多半會達到10ppm(0.001%)左右，故Ti含量宜為0.005%以上。另一方面，在過量含有Ti之情況下，淬火性會下降，還會導致強度下降。此種淬火性及強度的下降，當Ti含量大於0.5%時會變得顯著，故Ti含量上限宜設為0.5%。Ti含量較宜為0.01%以上。Ti含量較宜為0.1%以下。
(Nb：0%以上且1%以下)
從固定N之觀點來看，是可含有鈮(Nb)，且宜以質量%計在N含量的約6.6倍來含有。N含量再怎麼低減也多半會達到10ppm(0.001%)左右，故Nb含量宜為0.01%以上。另一方面，在過量含有Nb之情況下，淬火性會下降，還會導致強度下降。此種淬火性及強度的下降，當Nb含量大於1%時會變得顯著，故Nb含量上限宜設為1%。Nb含量較宜為0.02%以上。Nb含量較宜為0.1%以下。
又，母材1中的化學成分就算含有Ni、Cu、Sn、Sb等，也不會阻礙本發明的效果。
(Ni：0%以上且5%以下)
鎳(Ni)是一種除了淬火性之外，就改善耐衝撃特性有關的低溫韌性之觀點來看是有用的元素，透過含有0.01%以上即可發揮該效果。但是，就算含有大於5%，上述效果達飽和，還會提高成本。因此，亦可在0.01%以上且5%以下的範圍內來含有Ni。
(Cu：0%以上且3%以下)
銅(Cu)是一種除了淬火性之外，就韌性觀點來看是有用的元素，透過含有0.01%以上，即可發揮該效果。但是，就算含有大於3%，上述效果達飽和，還會提高成本。又，過量的Cu會使鑄片的性質狀態劣化或熱輥軋時產生裂紋、瑕疵。因此，亦可在0.01%以上且3%以下的範圍下來含有Cu。
(Sn、Sb：分別0%以上且0.1%以下)
錫(Sn)及銻(Sb)都是一種對於提升鍍敷潤濕性、附著性是有效的元素，透過含有0.005%以上的Sn或Sb之至少任一者即可發揮上述效果。另一方面，在含有大於0.1%的Sn或Sb之至少任一者之情況下，製造時就會容易產生瑕疵，還會引起韌性下降。因此，Sn或Sb之至少任一者的含量宜為0.1%以下。
(關於其他成分)
針對其他成分而言，並未特別規定，會有Zr、As等元素從廢料混入的情況。然而，若混入量在通常的範圍下，是不會對本實施形態之母材1的特性產生影響。
母材1之化學成分，其剩餘部分為鐵及不純物。所謂的不純物是意指：在工業上製造鋼材時，礦石、廢料等這類原料，或者製造步驟的種種原因而混入的成分，在不對本實施形態鋁系鍍敷鋼板產生不良影響的範圍下所容許的成分。
以上，已詳細說明完本實施形態之鋁系鍍敷鋼板所具備的母材1。
＜關於鋁系鍍敷層2＞
所謂的鋁系鍍敷是意指：以鋁鍍敷、及鋁為主成分的合金鍍敷。又，所謂的鋁系鍍敷層2，是一種由鋁系鍍敷所構成且不含Al與Fe之金屬間化合物的鍍敷層。在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板中，鋁系鍍敷層2是一種至少含有下述成分且合計為100%的層：以平均計，80%以上且97%以下的Al、3%以上且15%以下的Si、及不純物。鋁系鍍敷層2除了上述Al及Fe之外，在合計為100%之條件下，亦可具有：以平均計，0質量%以上且5質量%以下的Zn、0質量%以上且5質量%以下的Fe、及合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上。以下，針對該鋁系鍍敷層2進行詳細說明。另外，本實施形態之鋁系鍍敷層2的化學成分濃度分布通常會在厚度方向呈梯度，不過在本實施形態中則是將該化學成分以平均值來規定。以下，只要沒有特別申明，用來表示鋁系鍍敷層2化學成分的數值，是鋁系鍍敷層2整體中的平均值。
(關於鋁系鍍敷層2的形成方法)
鋁系鍍敷層2是基於下述目的而形成：抑制在熱壓印之加熱步驟中氧化皮膜朝母材產生、抑制壓製成形後的腐蝕。該鋁系鍍敷層2的形成方法以熔融鍍敷法為首，可舉例如電鍍敷法、真空沉積(vacuum deposition)法、包覆法(cladding method)等各種形成方法。現在，從工業上低成本來看，最普及的鍍敷法是熔融鍍敷法，該熔融鍍敷法是適合用來形成鋁系鍍敷層2。以下便以熔融鍍敷法為例，針對本實施形態之鋁系鍍敷層2進行詳細說明。
(Al：80%以上且97%以下)
本實施形態之鋁系鍍敷層2含有80%以上的Al。Al的熔點為660℃、沸點為2470℃，相較是高於其他鍍敷種類如具代表性的鋅(Zn：熔點419.5℃、沸點907℃)的熔點、沸點，及Sn(熔點231.9℃、沸點2603℃)的熔點。因此，壓製前具有加熱步驟的熱壓印所使用的鋼材，其鍍敷上需要抑制氧化皮膜朝母材生成、及抑制加熱步驟中鍍敷成分附著於設備所致污染，在此等觀點下，鋁系鍍敷是比Zn及Sn還優異。又，在熱壓印中因為是在加熱步驟後馬上在高溫下施行壓製成形，因此，從抑制Zn鍍敷處理中所產生的液態金屬脆化(Liquid Metal Embrittlement：LME)的點來看，Al系鍍敷也是適宜作為熱壓印用鋼材的鍍敷。從以上所述抑制氧化皮膜朝母材產生、抑制設備污染、及抑制LME之觀點來看，鋁系鍍敷層3中的Al含量要設為80%以上。又，如後所述，在本實施形態之鋁系鍍敷層2中，Si含量為3%以上，因此，鋁系鍍敷層3中的Al含量上限值為97%。因此，在本實施形態之鋁系鍍敷層2中，Al含量為80%以上且97%以下。Al含量宜為82%以上、84%以上、或86%以上。Al含量宜為95%以下、93%以下、或90%以下。
(Si：3%以上且15%以下)
本實施形態之鋁系鍍敷層2就Al以外的成分來說，還含有3%以上且15%以下的Si。在熔融鍍敷法中讓鍍敷液中含有熔融Si，藉此可控制金屬間化合物層3的厚度，該金屬間化合物層3含有在鋁系鍍敷處理時生成的Al與Fe之金屬間化合物。在Si含量小於3質量%之情況下，在施行Al鍍敷的階段中，金屬間化合物層3會成長得很厚，而可能會在加工時助長鍍敷層的裂紋，而對耐蝕性帶來不良影響。另一方面，在Si含量大於15質量%之情況下，會過度抑制Al-Fe金屬間化合物層的厚度，而可能會降低熱壓印時的加熱效率。因此，Si含量為3質量%以上且15質量%以下。Si含量宜為5質量%以上、7質量%以上、或8質量%以上。Si含量宜為13質量%以下、11質量%以下、或10質量%以下。
(Zn：5%以下)
透過在鋁系鍍敷層2中含有Zn，如前所述有可能會產生LME。因此，從抑制LME之點來看，Zn含量宜為5質量%以下、4質量%以下、或3質量%以下。Zn就本實施形態鋁系鍍敷鋼板的鋁系鍍敷層2而言並非必要，因此Zn亦可未被含有在鋁系鍍敷層2中。亦即，鋁系鍍敷層2的Zn含量亦可為0質量%。
(Fe：5%以下)
在使用熔融鍍敷法來形成鋁系鍍敷層2之情況下，從浴中的機器或鋼帶所溶出的Fe會以2~4質量%而被含有於鋁系鍍敷層2中。在鋁系鍍敷層2中，2~4質量%的Fe尚被容許。另一方面，當Fe含量達於5%，捲取捲材時鋁系鍍敷層2會產生裂痕，因而會無法充分抑制熱壓印加熱時產生Fe的氧化皮膜。因此，鋁系鍍敷層2中的Fe含量宜為5%以下。另一方面，Fe就本實施形態鋁系鍍敷鋼板的鋁系鍍敷層2來說並非必要，因此Fe亦可未被含有在鋁系鍍敷層2中。亦即，鋁系鍍敷層2的Fe含量亦可為0質量%。
另外，除了Fe以外，可能從浴中的機器或鋼帶溶出的元素來說，可舉Cr、Mo、V、W、Mn等。在不對本實施形態鋁系鍍敷鋼板的特性帶來不良影響之範圍內，這些元素亦可作為不純物而被含有在鋁系鍍敷層2中。
本實施形態之鋁系鍍敷層2還有可能含有鎂(Mg)、鈣(Ca)、鍶(Sr)及鋰(Li)的至少一者。由於這些元素在鋁系鍍敷層2來說並非必須，故其含量亦可為0%。另一方面，尤其是Mg及Ca可提升鋁系鍍敷層2表面的發射率，並提高熱吸收效率。又，從埃林漢姆圖(Ellingham diagram)來看，Mg及Ca相較於Al是易氧化性元素。因此，透過含有合計0.01%以上的Mg及Ca之至少任一者，可提升熱壓印加熱步驟中鍍敷的耐氧化性，並可更為提升熱壓印後的耐蝕性。還有，熱壓印加熱時所形成的Mg、Ca系氧化物會提升鋁系鍍敷層2表面的發射率而增加熱吸收效率，並提升熱壓印時的加熱效率。另一方面，當含有合計大於3%的Mg及Ca之至少任一者時，由於過度提高氧化性，氧化膜會在熔融鍍敷處理時的鍍敷浴中生成，而導致處理後鍍敷外觀下降、產生未鍍敷。因此，本實施形態之鋁系鍍敷層2宜將Mg及Ca之至少一者以合計0.01%以上且3%以下來含有。Mg及Ca之至少一者的合計含量較宜為0.05%以上。Mg及Ca之至少一者的合計含量較宜為1%以下。
本實施形態之鋁系鍍敷層2的化學成分含有：合計100質量%的Al、Si、Zn、Fe、Mg、Ca、Sr、Li及不純物。所謂的不純物，是例如從浴中的機器所溶出的成分、自母材鋼板所溶出的合金成分、及鍍敷浴的原料中所混入的成分等，並且是在不對本實施形態鋁系鍍敷鋼板的特性帶來不良影響之範圍內所容許的成分。
(關於組成分析方法)
上述鋁系鍍敷層2的成分特定方法可舉：使鍍敷層溶解，並使用高頻感應耦合電漿(Inductively Coupled Plasma：ICP)發光分光分析法來對溶解液進行定量分析的方法。鋁系鍍敷層2的溶解方法，可舉例如，浸漬於氫氧化鈉水溶液的方法。具體而言，如JIS G 3314：2011所記載，對於氫氧化鈉(JIS K8576)2g，以水8mL之比例來溶解而調整成水溶液，將該水溶液加熱到85℃以上，再將供試材(例如：尺寸30x30mm，且對於測定面為相反側之面上事前以膠帶作遮蔽)進行浸漬，且浸漬至鍍敷溶解所致冒泡停止為止，藉此即可使鋁系鍍敷層2溶解。該方法是一種利用下述性質的方法：對於氫氧化鈉水溶液，鋁會溶解，但含Fe的Al-Fe金屬間化合物層、母材則不會溶解。
(關於鋁系鍍敷層2及金屬間化合物層3的合計厚度)
鋁系鍍敷層2之厚度並未特別限定。例如，鋁系鍍敷層2及金屬間化合物層3的合計厚度宜為10μm以上且40μm以下。在鋁系鍍敷層2及金屬間化合物層3的合計厚度為10μm以上之情況下，可充分達成抑制熱壓印加熱步驟中母材1產生氧化皮膜、及抑制熱壓印中壓製成形後的腐蝕。另一方面，在鋁系鍍敷層2及金屬間化合物層3的合計厚度為40μm以下之情況下，可抑制熱壓印中的壓製成形時受到剪切應力、壓縮應力之部位上鍍敷的剝離，藉此可進一步阻礙從剝離部位所發生的腐蝕，並可進一步抑制壓製成形後的腐蝕。
鋁系鍍敷層2及金屬間化合物層3的合計厚度的特定方法，有例如，使用光學顯微鏡、掃描型電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope：SEM)觀察鋁系鍍敷層2及金屬間化合物層3的剖面來計算測量的方法。
以上，已詳細說明完本實施形態之鋁系鍍敷鋼板所具備的鋁系鍍敷層2。
＜關於金屬間化合物層3＞
在本實施形態中，為了圖謀提升熱壓印時加熱步驟中的加熱效率，金屬間化合物層3是扮演最重要的角色。以下，針對該金屬間化合物層3進行詳細說明。
(關於金屬間化合物層3的成分)
如前所述，金屬間化合物層3是一個位在母材1與鋁系鍍敷層2之間且含有Al與Fe之金屬間化合物的層。該金屬間化合物層3的化學成分並未特別限定。這是因為，若進行合金化處理以使母材1的化學成分及鋁系鍍敷層2的化學成分是在上述範圍內，且使金屬間化合物層3之厚度在後述範圍內，則不論金屬間化合物層3的化學成分都能獲得良好特性。金屬間化合物層3的化學成分以平均計，通常含有35~65質量%的Al且含有5~15質量%的Si，剩餘部分雖由Fe及不純物所構成(若在鋁系鍍敷層2中含有Al及Si以外的成分，則其也會被含有在金屬間化合物層3中)，但不局限於此。
所謂Al與Fe之金屬間化合物的概念，是除了Fe-Al系金屬間化合物之外，也還包含例如Fe-Al-Si系金屬間化合物等這類含Fe及Al以外元素的金屬間化合物。所謂Fe-Al系金屬間化合物，例如：Fe3 Al、FeAl、ε相(經包晶反應而從FeAl相與液相所生成的相)、FeAl2 (ζ)、Fe2 Al5 (η)、FeAl3 (θ)、FeAl5 、及FeAl4 等。所謂Fe-Al-Si系金屬間化合物，例如：Al3 Fe3 Si2 (τ1 )、Al12 Fe5 Si5 (τ2 )、Al9 Fe5 Si5 (τ3 )、Al3 FeSi2 (τ4 )、Al15 Fe5 Si5 (τ5 )、及Al4 FeSi(τ5 )等。這些金屬間化合物一般來說是極為硬質，而在具脆性之點上有共通特性。又認為，關於熱壓印時之熱特性，這些相並無特別差異。因此，在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板中，Al與Fe之金屬間化合物的種類並未特別限定。該金屬間化合物層3的組成是公知者。
如上述般，該金屬間化合物層3一般而言是極為硬質且具有脆性，因此，在經加工後會產生裂痕而成為破壞的起點，並且，該起點會引起鋁系鍍敷層2的裂紋。嚴重的情況下，鍍敷後施加平整輥軋、調平(leveling)時、或者切坯步驟時，有時金屬間化合物層3會產生裂紋而鋁系鍍敷層2會剝落。
又，上述金屬間化合物層3對於熱壓印之加熱步驟的升溫速度來說，是擔任極為重要的角色。在熱壓印的加熱步驟中，可使用通電加熱、近紅外加熱、遠紅外加熱、輻射加熱等來作為加熱方法，不過，特別從工業生產性高且胚料尺寸限制少之優點來看，多半會使用近紅外加熱、遠紅外加熱、輻射加熱。這些加熱方法中，都是鋼板表面的發射率會大幅影響加熱的升溫速度。然後，本案發明人等精心探討的結果發現，上述金屬間化合物層3對於增加鋼板表面之發射率是極為重要。
在熱壓印時之加熱步驟中，就上述金屬間化合物層3而言，隨著溫度提高，母材1中(例如，母材1表面附近)的Fe會擴散至鋁系鍍敷層2中，而具有高Al濃度的鋁系鍍敷層2其厚度便會減少，另一方面，金屬間化合物層3會成長而厚度會增加。在熱壓印時之加熱步驟中，最終來說金屬間化合物層3會形成至鋁系鍍敷層2的最外表面。又已瞭解到，熱壓印時之加熱過程的升溫速度從室溫至750℃左右較慢、750℃以上則會變快。又已明白特別是650~750℃之溫度區域的升溫速度最慢。該現象的原因雖不明，但由於升溫速度特別慢的650~750℃之溫度區域是接近於金屬Al的熔點660℃，由此而推定如下。也就是認為，Al的初始發射率雖低，但當溫度達650~750℃時，會因Al熔融而表面會平滑化進而發射率會下降。又，在750℃以上的溫度區域下，Al與Fe之金屬間化合物所構成的金屬間化合物層3會形成至表面，故發射率會提升。像這樣因發射率變化而熱的吸收效率會變化，故認為升溫速度會因溫度區域而有所差異。
教示到若形成Al與Fe之金屬間化合物則發射率會提升的事實，可舉如下：關於鋁系鍍敷層2之表面外觀，加熱前表面外觀是具有金屬光澤的銀白色，相對於此，若Al與Fe之金屬間化合物形成至鋁系鍍敷層2的表面，則表面外觀會變化成發黑的顏色而變得沒有金屬光澤。如以上瞭解到，在熱壓印時之加熱過程中，Al與Fe之金屬間化合物形成至鋁系鍍敷層2的表面，對於提升加熱效率來說很重要。
另一方面，金屬間化合物層如前所述是硬質，故若大量形成則會變得容易受到破壞，且在熱壓印之成形時會衍生鍍敷附著性的問題。於是，本案發明人等想到，抑制上述金屬間化合物層3的平均厚度變得過厚，同時，以一定比率形成局部厚的部分。藉此，能解決鍍敷附著性之問題，更在熱壓印時之加熱步驟中使Al與Fe之金屬間化合物形成至鋁系鍍敷的表面，而能促進加熱效率。
(金屬間化合物層3的厚度平均值：2μm以上且10μm以下)
基於以上的考量，上述金屬間化合物層3的平均厚度是設為2μm以上且10μm以下。在厚度平均值小於2μm之情況下，熱壓印之加熱步驟中，金屬間化合物要成長至表面會需要時間，而無法充分提高升溫速度。另一方面，在厚度平均值大於10μm之情況下，在平整輥軋、調平矯正、切坯步驟時等，會產生鍍敷附著性之問題。金屬間化合物層3的厚度平均值宜為3μm以上、4μm以上、或5μm以上。金屬間化合物層3的厚度平均值宜為10μm以下、9μm以下、或8μm以下。
(金屬間化合物層3的厚度最大值：10μm以上且25μm以下)
上述金屬間化合物層3的厚度最大值是設為10μm以上且25μm以下。在厚度最大值小於10μm之情況下，在熱壓印之加熱步驟中，金屬間化合物要成長至表面會耗費時間，而無法充分提高升溫速度。另一方面，在厚度最大值大於25μm之情況下，在平整輥軋、調平矯正、切坯步驟時等，會產生鍍敷附著性之問題。金屬間化合物層3的厚度最大值宜為10μm以上、12μm以上、或15μm以上。金屬間化合物層3的厚度最大值宜為23μm、21μm以下、或18μm以下。
(金屬間化合物層3的厚度標準差：2μm以上且10μm以下)
上述金屬間化合物層3的厚度標準差是設為2μm以上且10μm以下。在厚度標準差小於2μm之情況下，在熱壓印之加熱步驟中，金屬間化合物要成長至表面會耗費時間，而無法充分提高升溫速度。另一方面，在厚度標準差大於10μm之情況下，在平整輥軋、調平矯正、切坯步驟時等，會產生鍍敷附著性之問題。金屬間化合物層3的厚度標準差宜為2μm以上、3μm以上、或4μm以上。金屬間化合物層3的厚度標準差宜為9μm以下、8μm以下、或7μm以下。
(關於金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值、及標準差的測定方法及算出方法)
上述厚度平均值、最大值及標準差，是在平行於厚度方向切斷鋁系鍍敷鋼板並適當進行研磨等調製後獲得剖面，並對該剖面進行測定。具體而言，對於剖面中拍得到金屬間化合物層3之範圍，使用SEM以300倍進行觀察。以SEM觀察而得影像是二次電子影像及背向散射電子影像之任一者皆可。本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的母材、金屬間化合物層及鋁系鍍敷層通常如圖3所示般，可透過SEM觀察而明確區別。母材、金屬間化合物層及鋁系鍍敷層的界面無法以SEM觀察來而明確確認時，則透過EPMA進行鍍敷成分的面分析來特定出Fe與Al的金屬間化合物。然後，將含有Fe與Al的金屬間化合物之區域視為金屬間化合物層3，將不含Fe與Al的金屬間化合物之Al主體區域視為鋁系鍍敷層2，將不含Fe與Al的金屬間化合物之Fe主體區域視為母材1。
圖5所示，對於所得觀察照片中金屬間化合物層3的厚度，在20部位進行測定。測定是在觀察照片內以等間隔來實施；測定部位間之距離則設為6.5μm。在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板中，通常母材1與金屬間化合物層3之界面、及金屬間化合物層3與鋁系鍍敷層2之界面是呈不規則形狀，此種不規則形狀必須反映在各測定部位之厚度測定值。
觀察照片中測定出各測定部位之金屬間化合物層3的厚度值d1 ~d20 ，使用前述厚度值d1 ~d20 即可如下所述而求出觀察照片中金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值及標準差。也就是說，以d1 ~d20 之算術平均值dAVE ，作為觀察照片中金屬間化合物層3的厚度平均值。以d1 ~d20 之中最大的值，作為觀察照片中金屬間化合物層3的厚度最大值。觀察照片中金屬間化合物層3的厚度標準差，則是根據下式來算出。
[數學式1]
在此，s是金屬間化合物層3的厚度標準差，i是測定編號(1~20)，dAVE 是上述d1 ~d20 的算術平均值。圖5則是對本實施形態之金屬間化合物層3就上述厚度平均值、最大值、標準差進行實測之例。
以上，已詳細說明完本實施形態之鋁系鍍敷鋼板所具備的金屬間化合物層3。
＜關於含氧化物區域4＞
如圖2所示意地顯示，在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板中，在母材1內部中且在母材1與金屬間化合物層3之界面附近，宜存在有含氧化物區域4。本案發明人等精心探討的結果明瞭，透過設置上述含氧化物區域4，可更有效形成Al與Fe之金屬間化合物。其原因雖不明，但認為是因為藉由氧化物存在於母材1表面附近，則母材1表面附近Fe以外元素的固溶量會減少，而促進Fe朝鋁系鍍敷層2擴散。透過促進Fe朝鋁系鍍敷層2擴散，Al與Fe之金屬間化合物形成至鋁系鍍敷層2表面的時間會縮短，結果就會更進一步提升鋼板的加熱效率(亦即，升溫速度會更加提高)。
(關於含氧化物區域4的存在範圍)
上述含氧化物區域4宜存在於：朝母材1的厚度中心方向，自母材1與金屬間化合物層3之界面起算至5μm為止的範圍內。
(關於氧化物含量)
上述含氧化物區域4宜以1質量%以上且10質量%以下的合計含量來含有Si、Mn、Cr、及B之至少一者的氧化物。透過將該氧化物的合計含量設為1%以上，可確實獲得上述效果。另一方面，若將氧化物的合計含量設為10質量%以下，便可確保鐵朝鍍敷中擴散，而可更進一步將保有高的加熱效率。進一步地，若將氧化物的合計含量設為10質量%以下，可更進一步保有高的鍍敷附著性。氧化物的合計含量宜為10質量%以下。
(關於氧化物含量的特定方法)
上述氧化物的合計含量可採以下方式進行特定。
也就是說，沿著鋼板厚度方向切斷的剖面中，以EPMA分析自母材1與金屬間化合物層3之界面起算朝母材內5μm以內任意100個部位。測定部位彼此的距離設為0.2μm以上，自母材1與金屬間化合物層3之界面起算朝母材內5μm以內的區域中必須均等分散測定部位。在本說明書中，是如下來測定氧化物的合計含量。根據EPMA分析而計算下述部位的數量：Si、Mn、Cr、B的強度是比自母材1與金屬間化合物層3之界面起算朝母材內30μm的深度位置之強度變濃3倍以上的部位，並且，也是能確認到氧(O)變濃之尖峰的部位。除此之外，所得部位數量除以100而獲得一比率，將該比率以100分率表示而作為氧化物的合計含量(在本案中則是表示為質量%)。
以上，已說明完本實施形態之鋁系鍍敷鋼板所具備的含氧化物區域4。
[關於鋁系鍍敷鋼板的製造方法]
接著，針對本發明實施形態之熱壓印用且加熱效率優異之鋁系鍍敷鋼板的製造方法，進行詳細說明。
本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的製造方法具備：將鋼胚進行熱輥軋而獲得熱軋鋼板之步驟、捲取熱軋鋼板之步驟、酸洗熱軋鋼板之步驟、將熱軋鋼板進行冷輥軋而獲得冷軋鋼板之步驟、及對冷軋鋼板連續進行退火處理及熔融鋁系鍍敷處理之步驟。鋼胚的成分以質量%計含有：C：0.15%以上且0.5%以下、Si：0.01%以上且2.0%以下、Mn：0.3%以上且5.0%以下、Cr：0.01%以上2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、Al：0.5%以下、B：0.0002%以上且0.01%以下、N：0%以上且0.01%以下、W：0%以上且3%以下、Mo：0%以上且3%以下、V：0%以上且2%以下、Ti：0%以上且0.5%以下、Nb：0%以上且1%以下、Ni：0%以上且5%以下、Cu：0%以上且3%以下、Sn：0%以上且0.1%以下、及Sb：0%以上且0.1%以下，且剩餘部分含有Fe及不純物。亦即，鋼胚的成分是與母材1的成分相同。鋼胚適宜的成分，比照上述母材1適宜的化學成分。又，在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的製造方法中，捲取中的鋼板捲取溫度CT設為700℃以上且850℃以下，冷輥軋後冷軋鋼板表面算術平均粗糙度Ra設為0.5μm以上且5μm以下；熔融鋁系鍍敷處理中的鍍敷浴含有合計為100質量%的下述：80質量%以上且97質量%以下的Al、3質量%以上且15質量%以下的Si、不純物、0質量%以上且5質量%以下的Zn、0質量%以上且5質量%以下的Fe、及合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上。在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的製造方法中，於退火處理中，板溫度650℃以上且900℃以下的範圍下，退火氣體環境之水蒸氣分壓PH2O 與氫分壓PH2 的關係式log(PH2O /PH2 )的值亦可設為-3以上且-0.5以下；板溫度下的退火時間亦可設為60秒以上且500秒以下。在本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的製造方法中，鍍敷浴亦可含有：合計0.01質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之1種以上。
以下，針對更具體的製造條件，進行詳細說明。根據滿足以下說明之製造條件的製造方法，便可適宜製造出本實施形態之鋁系鍍敷鋼板。不過，當然本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的製造方法並未特別限定。就具有上述構成之鋁系鍍敷鋼板來說，不論其製造條件都視為本實施形態之鋁系鍍敷鋼板。
＜製鋼、鑄造、熱輥軋、捲取＞
在製鋼步驟中將鋼的化學成分調整成滿足如前說明之母材1化學組成後，以連續鑄造而將該鋼作成鋼胚。對於所得之鋼胚(鋼)，例如，在1300℃以下的加熱溫度(例如，1000~1300℃)開始熱輥軋，並在900℃前後(例如，850~950℃)完成熱輥軋，藉此獲得熱軋鋼板。熱輥軋率設為例如60~90%即可。
(關於熱輥軋處理後熱軋鋼板之捲取溫度CT)
熱輥軋後熱軋鋼板之捲取溫度CT對於加熱效率優異的熱壓印用鋁系鍍敷鋼板而言是重要條件之一。一般來說，捲取後的放冷中，要抑制碳化物於熱軋鋼板中生成(會使素材延展性劣化)，由此目的來看，捲取溫度CT宜為500~600℃左右的低溫。然而，本案發明人等發現，透過將鋼板捲取溫度CT設為700℃以上，便能控制熔融鋁系鍍敷後之金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值及標準差，以使熱壓印之加熱步驟中的加熱效率優異。關於此理由雖不明，但本案發明人等則推定如下。也就是說，上述金屬間化合物3是熔融鋁系鍍敷處理時鍍敷成分的Al、與母材1中的Fe反應所形成者，故母材1中的Fe的反應性對於金屬間化合物的生成遂為重要。在本案中，透過將鋼板捲取溫度CT設在700℃以上，便能促進母材1所含有之Fe以外的元素朝母材表面擴散。由於熱輥軋的氣體環境是大氣，故在熱輥軋與捲取之間的期間內，Fe鏽垢會形成於母材(熱軋鋼板)表面，同時到達母材表面之Fe以外的元素也容易被氧化，而形成Fe與Fe以外元素之複合氧化皮膜，或Fe鏽垢與母材之界面會形成內部氧化層等。這些鏽垢雖都能在後續步驟的酸洗而加以除去，但在母材表面中Fe以外的元素其濃度會減少，而Fe濃度則相對增加。吾人認為，藉此，在熔融鋁系鍍敷處理中會促進Fe朝鋁系鍍敷中擴散。此外，在母材表面附近Fe以外的元素之濃度減少，在Fe的結晶晶界會特別受到促進，因而可提高金屬間化合物層3的厚度最大值、標準差的值。吾人還確認出，使母材1中的Fe易於朝鋁系鍍敷中擴散的效果，而在熱壓印時之加熱步驟中鋼板加熱效率也會變得優異。另外，如前所述，雖然會因捲取溫度之高溫化而產生碳化物，但由於可透過熱壓印時的加熱而加以熔解，因此，就算本案的鋼板捲取溫度CT設在700℃以上，對於零件特性來說是重要的熱壓印後材質，其並不會產生特別劣化。
為了獲得以上效果，將鋼板捲取溫度CT設為700℃以上。又，當鋼板捲取溫度CT大於850℃，則金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值、標準差會變得過高之外，還會變得難以確保熱輥軋的溫度。因此，鋼板捲取溫度CT是設850℃為上限。熱輥軋後的鋼板捲取溫度CT宜為710℃以上或720℃以上。熱輥軋後的鋼板捲取溫度CT宜為830℃以下或810℃以下。
＜酸洗處理＞
捲取後熱軋鋼板的酸洗處理條件並未特別限定，採用鹽酸酸洗、硫酸酸洗等任一方法皆可，不過，比起硫酸酸洗，鹽酸酸洗是較易於使鋼板表面Fe以外的元素濃度維持減少，由此來看則宜為鹽酸酸洗。又，透過殘留一部分的Fe與Fe以外元素的複合氧化皮膜、以及透過殘留一部分的Fe鏽垢與上述母材1之界面所產生的內部氧化層，能使後續步驟之熔融鋁系鍍敷處理後母材內部形成含氧化物區域。因此，酸洗時間宜設為600秒以下。不過，在酸洗時間小於10秒之情況下，會殘存Fe鏽垢而在熔融鍍敷處理時形成未鍍敷因而不實用。因此，酸洗時間宜設為10秒以上且600秒以下。酸洗時間較宜為20秒以上且400秒以下。
＜冷輥軋＞
(關於冷輥軋率及冷軋鋼板表面粗糙度)
酸洗後，熱軋鋼板會進行冷輥軋。該冷輥軋中的冷輥軋率可設為例如30~90%，宜為40%以上且70%以下。
又，吾人認為，因為要適用上述捲取條件，就必須透過冷輥軋，在已除去部分合金成分並提高Fe濃度之母材表面上形成凹凸。透過使冷輥軋後鋼板(即，冷軋鋼板)之表面粗糙度增大，可提高鋁系鍍敷層2與母材1之接觸表面積，而可更為提升Fe的擴散效率。又，透過使鋁系鍍敷層2與母材1之界面不均一，可使Fe的擴散更為不均一，而可使金屬間化合物層的厚度標準差增大。吾人瞭解到，實際上，金屬間化合物層厚度的凹凸並非單純順著預想的母材表面凹凸，而是如圖3所示，母材表面越凹陷則金屬間化合物層就越厚。
為了獲得此效果，將冷輥軋後母材表面粗糙度以算術平均粗糙度Ra計而設為0.5μm以上且5μm以下，此事很重要。透過將表面的算術平均粗糙度Ra設為0.5μm以上，會特別促進熔融鋁系鍍敷處理中的Fe局部朝鋁系鍍敷中擴散，而金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值及標準差的值會增大。更甚者，當算術平均粗糙度Ra為0.5μm以上，熱壓印時之加熱步驟中Fe會變得易於朝鋁系鍍敷層2擴散。結果，可在短時間內使合金化產生至鋁系鍍敷層2的表面，故會提升熱壓印時加熱過程中的加熱效率。另一方面，當算術平均粗糙度Ra大於5μm，則金屬間化合物層3的厚度會變得過於不均一而熱壓印時之成形性會下降，此外，還會讓熔融鍍敷產線之退火爐內的爐輥受到損傷。因此，算術平均粗糙度Ra設為5μm以下。冷輥軋後鋼板之表面粗糙度(算術平均粗糙度Ra)宜為0.7μm以上或0.9μm以上。冷輥軋後母材之表面粗糙度(算術平均粗糙度Ra)宜為4μm以下或3μm以下。
母材表面的算術平均粗糙度可透過冷輥軋所用輥子的表面粗糙度來加以控制。又，對輥子的加壓力及母材通過輥子的速度也會對母材表面的算術平均粗糙度有影響，因此可作為母材表面的算術平均粗糙度之控制因子來利用。
另外，將表面粗糙度設為上述範圍內、以及將捲取溫度設為上述範圍內來提高母材表面之Fe濃度，透過這兩者便能將最終獲得之金屬間化合物層的厚度平均值、最大值、及標準差全部都適切控制。僅透過捲取溫度或表面粗糙度任一者的最佳化，是難以適切製造出金屬間化合物層。例如，要提高金屬間化合物層的厚度標準差，雖可透過將捲取溫度設為大於上述範圍、或透過將表面粗糙度設為大於上述範圍，但此時金屬間化合物層的厚度平均值及最大值之任一者或兩者會變得過大。該捲取溫度對母材表面粗糙度會有加乘性的影響，其理由認為可能是因為提高捲取溫度會使母材表面脫碳而軟質化，從而促進隨後冷輥軋時輥子的表面粗糙度對母材表面粗糙度的影響。
(關於算術平均粗糙度Ra的測定方法)
冷輥軋後鋼板的算術平均粗糙度Ra可根據JIS B0601(2013)(對應ISO4287的規格)，使用接觸式表面粗糙度計來測定冷軋鋼板之表面，藉此求得。在本實施形態中，將上述方法實施5次，並將所得值得平均值作為冷輥軋後鋼板的算術平均粗糙度Ra。
＜退火步驟＞
經上述處理而得之冷軋鋼板會以熔融鍍敷產線而連續進行再結晶退火、熔融鋁系鍍敷處理。熔融鍍敷產線中的退火可使用：應用輻射管加熱的全還原爐、或者氧化-還原爐等，任一形式的加熱爐都能達成本實施形態；前述氧化-還原爐是一併裝設氧化爐與還原爐，而該氧化爐一般被稱為森吉米爾(Sendzimir)型退火爐且其是以燃燒氣體來加熱，而該還原爐則是應用輻射管加熱來進行加熱。退火步驟之最高到達板溫度宜設為700℃以上且900℃以下。又，退火步驟中在板溫度為650℃以上且900℃以下之範圍內，退火氣體環境宜設定成下述氣體環境：以水蒸氣分壓PH2O 除以氫分壓PH2 之值的常用對數log(PH2O /PH2 )所表示之氧勢(oxygen potential)的值為-3以上且-0.5以下的氣體環境；並且，該範圍內的退火時間宜設為60秒以上且500秒以下。例如，在最高到達溫度設為750℃之情況下，控制上述氧勢之溫度範圍而言，板溫度宜設為650℃以上且750℃以下的範圍，在該溫度範圍中宜將退火時間設為60秒以上且500秒以下。
(關於氧勢)
為了維持一定的製品品質，會對爐內氣體環境的控制有所要求。氧勢用來作為爐內氣體環境指標，氧勢是以使用常用對數的水蒸氣分壓PH2O 與氫分壓PH2 之關係式log(PH2O /PH2 )來表示。此時，PH2O 是爐內的水蒸氣分壓，PH2 則是爐內的氫分壓。可透過與鋼板溫度有關的氧勢，來控制鋼板的氧化狀態。
在本實施形態中，於退火中的板溫度為650℃以上且900℃以下的範圍內，上述氧勢的值宜為-3以上且-0.5以下。一般都知道，鋼板所含Si及Mn等元素會在鋼板表面形成氧化膜。在後續步驟之熱壓印的加熱步驟中，Fe的擴散會因這種氧化膜而受到阻礙。然而，透過將氧勢設為-3以上，Si或Mn、Cr、B等元素會在鋼板內部氧化即所謂內部氧化便會發生，因而可抑制鋼板表面形成氧化膜。因此，氧勢宜為-3以上。另一方面當氧勢大於-0.5，則會大量生成Fe的氧化物，並在退火後的熔融鍍敷處理時鋁系鍍敷會沾不上而形成針孔狀並產生未鍍敷。氧勢的值較宜為-3以上且-1以下。
(關於最高到達板溫度及退火時間)
退火步驟中的最高到達板溫度，可如前所述設為700℃以上且900℃以下。在退火步驟中最高到達板溫度小於700℃之情況下，因為板溫度可能會低於熔融鋁系鍍敷浴的熔點，熔融鋁系鍍敷的附著性會下降，故不適宜；在退火步驟中最高到達板溫度大於900℃之情況下，易氧化性元素即Si、Mn的氧化膜會在表面形成，而熔融鋁系鍍敷的附著會受阻礙而形成針孔狀的未鍍敷，故不適宜。又，為了充分促進Si及Mn等元素的內部氧化，板溫度為650℃以上且900℃以下的範圍中氧勢為-3以上且-0.5以下時之退火時間宜為60秒以上。又，當內部氧化物過度生成，則在熱壓印中的壓製成形時，從生成該內部氧化物之部分起產生剝離的可能性會變高。因此，板溫度為650℃以上且900℃以下的範圍中氧勢為-3以上且-0.5以下時之退火時間宜為500秒以下。該退火時間較宜為80秒以上且400秒以下。
(關於測定方法)
另外，退火時的鋼板溫度可使用預先配置在退火設備內的發射溫度計、或使用鋼板本身所加裝的熱電偶來進行測定。又，水蒸氣分壓PH2O 可透過預先配置在退火設備內的露點計來進行測定，氫分壓PH2 則可從退火爐內的導入氫流量占導入總氣體流量的比率來計算求得。另外，一般而言，導入熔融鍍敷產線之退火爐內的氣體環境是氫與氮，而氫的比率為1%以上且20%以下。
＜鋁系鍍敷處理步驟＞
(鋁系鍍敷層附著量)
上述退火後，在冷卻中將鋼板連續浸漬於熔融鋁浴，再以拭焊(wiping)處理控制鋁系鍍敷液的附著量而形成鋁系鍍敷層2。鋁系鍍敷層2的附著量雖未特別限定，不過宜為例如30g/m2 以上且120g/m2 以下。在附著量小於30g/m2 之情況下，會有熱壓印後耐蝕性不足之情況。另一方面，在附著量大於120g/m2 之情況下，熱壓印之加熱步驟中，會發生下述問題： Fe達到充分擴散為止的時間會變長而導致生產性下降之問題、熱壓印之成形時鍍敷會剝離之問題。鋁系鍍敷層2的附著量較宜為40g/m2 以上。鋁系鍍敷層2的附著量較宜為100g/m2 以下。
(關於鋁系鍍敷層的附著量測定方法)
上述鋁系鍍敷層2附著量的特定方法，可舉例如氫氧化鈉-六亞甲四胺・鹽酸剝離重量法。具體而言，如JIS G 3314：2011所記載，準備預定面積S(m2 )(例如50×50mm)的試驗片，並預先測定重量w1(g)。之後，依序浸漬到氫氧化鈉水溶液、添加了六亞甲四胺的鹽酸水溶液，且浸漬至鍍敷溶解所致冒泡停止為止之後，立即進行水洗並再次測定重量w2(g)。這時，鋁系鍍敷的附著量(g/m2 )即可透過(w1-w2)/S來求出。
＜關於熔融鋁浴的成分＞
(Al：80%以上且97%以下)
就上述熔融鋁浴的成分來說，Al含量是設為80質量%以上。在Al含量小於80%之情況下，耐氧化性會劣化，且熱壓印加熱時會產生鏽垢。又，如後所述，熔融鋁浴中的Si含量為3%以上，故Al含量是設為97%以下。熔融鋁浴中的Al含量宜為82%以上或84%以上。熔融鋁浴中的Al含量宜為95%以下或93%以下。
(Si：3%以上且15%以下)
鋁系鍍敷層2所含有的Si，是會影響到熱壓印加熱時所產生之Al與Fe的反應。熱壓印時的加熱步驟中，若Al與Fe過度反應，則會損及鋁系鍍敷層2本身的壓製成形性。另一方面，熱壓印時的加熱步驟中，若過度抑制該反應，則會導致Al附著到壓製模具。為迴避上開問題點，熔融鋁浴中的Si含量是設為3%以上且15%以下。熔融鋁浴中的Si含量宜為5%以上或7%以上。熔融鋁浴中的Si含量宜為13%以下或11%以下。
(Mg、Ca：合計0%以上且3%以下)
又，為了提升鋁系鍍敷層2的耐氧化性，亦可含有鎂(Mg)、鈣(Ca)、鍶(Sr)及鋰(Li)之至少一者，尤其對熔融鋁浴而言，宜含有合計0.01%以上且3%以下的Mg及Ca之至少一者。在Mg及Ca之合計含量設為0.01%以上之情況下，便可獲得提升該耐氧化性的效果。不過，就算使用不含Mg及Ca的鍍敷浴，也可製造出具有優異耐蝕性及熱特性的鋁系鍍敷鋼板，故鍍敷浴之Mg及Ca的合計含量亦可為0%。另一方面，在Mg及Ca的合計含量大於3%之情況下，因為生成過多的氧化物而在熔融鍍敷處理時會發生未鍍敷之問題。Mg及Ca的合計含量較宜為0.05%以上。Mg及Ca的合計含量較宜為1%以下。
上開熔融鍍敷浴含有合計100質量%之上述成分與不純物。另外，作為不純物可舉Fe、Cr、Mo、V、W、Zn等，尤其Fe及Zn宜都在5%以下。
以上，已詳細說明完本實施形態之鋁系鍍敷鋼板的製造方法。
[關於汽車用零件的製造方法]
以先前說明之方法來製造鋁系鍍敷鋼板，該將鋁系鍍敷鋼板在850℃以上進行加熱後，透過模具以30℃/s以上之冷卻速度進行急冷的熱壓印工法來進行成形，藉此即可製造出汽車用零件。以下，簡要說明汽車用零件的製造方法。
(關於熱壓印工法)
以上述方式而得之鋁系鍍敷鋼板，其在熱壓印步驟中加熱效率優異，而可實現較快的升溫速度。又，上述鋁系鍍敷鋼板之鋁系鍍敷層2在熱壓印步驟中的加熱後，會形成一種至鍍敷表面為止都含有Al與Fe之金屬間化合物的合金層。該合金層含有：30%以上的Fe、65%以下的Al。
(關於熱壓印溫度)
如前所述，本案是一種透過增加表面發射率來改善生產速度的技術，因此，就熱壓印時的加熱方式而言，可使用下述方式：透過一般電加熱器進行爐加熱、或者利用遠紅外線、中紅外線、近紅外線方式等輻射熱進行加熱。又，例如利用通電加熱方式這種焦耳發熱的加熱方式，在本案並不使用。又，該加熱步驟中，最高到達板溫度是設為850℃以上。最高到達板溫度設為850℃以上之理由，有以下2點。第1理由是為了將鋼板加熱至沃斯田鐵區域之後，使之急冷，藉此產生麻田散鐵變態來使母材高強度化。第2理由則是為了使Fe充分擴散到上述鋁系鍍敷鋼板的表面，而讓鋁系鍍敷層2進行合金化。熱壓印加熱時鋁系鍍敷鋼板的最高到達板溫度上限並未特別限制，從加熱器、加熱爐體的耐久性之觀點來看，宜設為1050℃以下。熱壓印加熱時最高到達板溫度較宜為870℃以上且1000℃以下。
(關於熱壓印成形及冷卻速度)
接著，呈加熱後狀態的鋁系鍍敷鋼板配置在例如上下一對的成形模具之間並進行壓製成型，透過該壓製中急冷來形成所欲的形狀。將上述鋁系鍍敷鋼板在壓製下死點保持靜止數秒鐘左右，藉此透過與成形模具的接觸冷卻來實施淬火，便可獲得經熱壓印成形的高強度零件。為了將母材作成主要為麻田散鐵相，上開冷卻時的冷卻速度是設為30℃/s以上。該冷卻速度是藉由下述而得的數值：使用模具進行強制冷卻之開始溫度(即：模具與材料最初接觸時材料的板溫度)與結束溫度(即：模具與材料分離時材料的板溫度)之差值，除以強制冷卻的施行時間，藉此而得的數值，即所謂平均冷卻速度。冷卻速度上限並未特別限制，可設為例如1000℃/s以下。冷卻速度較宜為50℃/s以上。冷卻速度較宜為500℃/s以下。
(關於熱壓印後母材的硬度)
為了用作汽車用零件，熱壓印後的鋼板必須具有高強度。鐵鋼材料中，硬度與抗拉強度至維氏硬度600Hv左右是大致呈比例關係。因此，在本案發明中，在成分中含有淬火性相關元素作為鋼板成分之後，透過上述熱壓印步驟而與成形模具的接觸冷卻來進行淬火，藉此提高了硬度。具體的硬度而言，熱壓印後構件的母材中，在相當於板厚1/4之剖面中維氏硬度以荷重1kg進行測定時，必須在300Hv以上。
另外，相當於母材板厚1/4的剖面是意指：將平行於母材鋼板之輥軋方向的板厚剖面作為觀察面來採取樣品，再對觀察面進行研磨並以硝太蝕劑進行蝕刻，在觀察面中自鋼板輥軋面起算至鋼板厚度t的約1/4之深度區域的剖面。亦可將鋼板的1/4t部定義為：自鋼板輥軋面起算至1/8t深度的面與3/8t深度的面之間的區域。
(關於完工處理)
熱壓印後的成形零件會經過熔接、化學轉化處理、電沉積塗裝等的完工處理，而成為最終零件(即汽車用零件)。化學轉化處理而言，通常可採用磷酸鋅系的化學轉化處理或鋯系化學轉化處理。電沉積塗裝而言，通常多會使用陽離子電沉積塗裝，而其膜厚則為5~50μm左右。為了外觀品質、耐蝕性，於電沉積塗裝後亦可進一步實施塗第二層、塗最後一層等的塗裝。
[實施例]
以下，一邊例示發明例及比較例一邊更具體說明本發明。另外，以下所示實施例至多也僅是一例，本發明並不受下述例子所限定。
＜實施例1＞
將具有表1所示母材成分的冷軋鋼板加工成預定的板厚，並用作供試材料。供試材料的大小為240mm×300mm。這些供試材料是經由以下步驟來製造：一般熱軋步驟及酸洗步驟，以及將冷軋鋼板表面算術平均粗糙度Ra作成0.5μm以上且5μm以下的冷軋步驟。首先，將具有以下表1所示鋼成分的冷軋鋼板(板厚1.4mm)作為供試材料，並檢驗根據母材成分之不同，對鍍敷處理時之潤濕性、熱壓印成形性及熱壓印後之硬度的效果。關於供試材料，熱輥軋後之鋼板捲取溫度是調整成700℃以上且800℃以下，並以森吉米爾型加熱爐連續施行退火、熔融鋁系鍍敷處理，而製作出鋁系鍍敷鋼板。
關退火步驟，還原爐的退火溫度(即：最高到達板溫度)設為750℃；就還原爐的氣體環境而言，是將板溫度為700℃以上中的氧勢設為-5以上且-0.5以下，將該氧勢範圍內的保持時間設為30秒以上且500秒以下。
關於鍍敷浴成分，Al含量為70%以上且96%以下，Si含量為3%以上且15%以下，Fe含量為1~4%。鍍敷液附著量是透過氣體抹拭(gas wiping)法來調整，並將鋁系鍍敷層2的附著量製作成每單面約60g/m2 。
以上述方式而得之鋁系鍍敷鋼板而言，在熱壓印步驟中，以輻射式加熱爐加熱至900℃為止之後，馬上以50℃/s以上之冷卻速度透過模具進行冷卻，而獲得以下表2所示高強度零件B1~B48。所用模具為帽(hat)形模具，全部的R部之曲率半徑R為5mm
[表1]
表2顯示鍍敷處理時之潤濕性、熱壓印成形性及熱壓印後之硬度的評價結果。
就鍍敷潤濕性來說，若在外觀上未辨認出熔融鍍敷處理時針孔狀的未鍍敷者判定為G(良；GOOD)，若辨認出者則判定為B(劣；BAD)。就熱壓印後的成形性來說，觀察帽形之R部的剖面，若母材無裂痕者判定為G(良)，若有則判定為B(劣)。關於熱壓印後相當於母材板厚1/4之剖面硬度而言，以維氏硬度計進行測定，300Hv(荷重1kg)以上判定為G(良)，小於300Hv則判定為B(劣)。
[表2]
如表2所示，使用了表1所示A1~A39作為母材鋼板的本發明例B1~B39，就熱壓印後的鍍敷潤濕性、成形性、硬度來看，皆為G(良)。另一方面，使用了表1所示A40~A52作為母材鋼板的比較例B40~B52，則在鍍敷潤濕性、熱壓印成形性及熱壓印後的硬度之任一者為B(劣)，並不適合作為汽車用高強度零件。
＜實施例2＞
接著，驗證鋁系鍍敷層2的成分、Al-Fe金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值及標準差，其等帶給熱壓印時的加熱效率、熱壓印時有無Fe鏽垢、及熱壓印後的耐蝕性之效果。此外還驗證自母材1與金屬間化合物2之界面起算朝母材1中心方向至5μm為止之範圍的氧化物含量、與鋁系鍍敷層中的Mg及Ca，其等帶給熱壓印時的加熱效率、熱壓印時有無Fe鏽垢、及熱壓印後的耐蝕性之效果。
以與實施例1相同的條件，將具有表1所示鋼成分的冷軋鋼板(板厚1.4mm)作為供試材料，而製作出鋁系鍍敷鋼板，再以與實施例1同樣的條件實施熱壓印而獲得成形品。不過，以下表3的比較例C23、C24中，是將熱捲取溫度CT設為600℃~650℃。又，如下表5所示，就一部分的發明例(E1~E9)而言，鍍敷浴成分更添加了0.01%以上且3%以下的Mg或Ca之至少一者。另外，表3~表5所示鋁系鍍敷層，其成分的剩餘部分為Fe及不純物。
本案發明例之鋁系鍍敷層的Al、Si、Mg、Ca之比率、Al與Fe之金屬間化合物層、母材鋼板表面氧化物含量之分析結果列示於表3、表4、表5。鋁系鍍敷層2的Al、Si、Mg及Ca的比率，是前述般，使用ICP發光分光分析法，溶解鍍敷層並對溶解液進行定量分析來求得。關於由Al與Fe之金屬間化合物所構成的金屬間化合物層3，如前述般，是將鋁系鍍敷鋼板沿厚度方向切斷後的剖面以SEM進行觀察，並算出厚度平均值、厚度最大值及厚度標準差。其測定例，舉例如圖5所示。自母材1與金屬間化合物層3之界面起算朝前述母材1中心方向至5μm為止之範圍中氧化物合計含量，則如前述是以EPMA進行分析來求得。
針對所製作出的樣品，評價熱壓印時的加熱效率、以及熱壓印時的Fe鏽垢、熱壓印後的耐蝕性。
(熱壓印時的加熱效率之評價)
以上述方法而得之鋁系鍍敷鋼板，於其240mm×300mm尺寸之樣本的中央，安裝K型熱電偶，並在熱壓印加熱時進行溫度測定。投入輻射加熱型加熱爐並測定100℃至880℃的溫度變化，並算出該溫度變化的平均值，來進行加熱效率的評價。以下所示表3~表5中，與發明例相同板厚、單位面積重量的比較例之中，以水準C23為基準，升溫速度提升至1.3倍以上者視為VG(很優良；VERY GOOD)，提升至1.2倍以上且小於1.3倍者視為G(良)，升溫速度小於1.1倍而幾乎未變化者視為B(劣)。
另外，若升溫速度提升1.2倍以上，則加熱時間或升溫區間的加熱爐長度就能縮短至約0.8倍以下。該加熱效率的提升，即1.2倍此一數值在實際生產的現場中，從設備費、運轉能量、運轉費用、設備的省空間性、環境性(CO2 )等的生產性、運轉成本之觀點來看，是非常有意義的數值。
(熱壓印時有無Fe鏽垢)
以熱壓印而得之帽形成形部之R部表面透過EPMA進行分析。表3~表5中，檢測出氧強度為10質量%以上者視為有Fe鏽垢而標記為B(劣)，氧檢出量小於10質量%者視為無Fe鏽垢而標記為G(良)。
(熱壓印後成形品耐蝕性)
以熱壓印而得之帽形成形品作為試驗片，並對該試驗片進行化學轉化處理及耐蝕塗裝。在該試驗片的凸緣部之塗膜弄出傷痕並露出金屬面後，使用該試驗片進行用腐蝕試驗。具體而言，使用日本帕卡瀨精(Parkerizing)(股)製化學轉化處理液PB-SX35施行化學轉化處理，之後，以約20μm厚度來塗裝日塗(Nippon Paint)(股)製陽離子電沉積塗料POWERNICS 110。之後，使用刀具對凸緣部的塗膜進行橫切，並以汽車技術會所規定的複合腐蝕試驗(JASO M610-92)進行180循環(60日)，並測定橫切部之板厚減少量。此時，合金化熔融鋅鍍敷鋼板GA(附著量單面45g/m2 )之板厚減少深度來說，增加者將耐蝕性定為B(劣)，減少者將耐蝕性定為G(良)，進一步抑制到2/3以下者是將耐蝕性定為VG(很優良)。
以下表3中列示：使鋁系鍍敷層2的成分及Al-Fe金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值及標準差產生變化後，上述評價項目的結果。由表3清楚可知，比較例C21~C24就鋁系鍍敷層2的組成、金屬間化合物層3的厚度平均值、厚度最大值及厚度標準差之任一者之1者以上並不滿足本實施形態。比較例C21~C24的熱壓印時之加熱效率、熱壓印時產生Fe鏽垢、熱壓印後高強度零件的耐蝕性之任一特性為差。另一方面，本案發明例C1~C20就上述任一評價項目皆為良好。
[表3]
以下表4列示：自上述母材1與上述金屬間化合物2之界面起算朝前述母材1中心方向至5μm為止之範圍的氧化物合計含量產生變化後，上述評價項目的結果。如表4所示，母材鋼板表面含有合計1~10%之氧化物的本案發明例D1~D4，其等熱壓印時的加熱效率較為優異。
[表4]
如下表5所示，鋁系鍍敷層2含有合計0.01~3%之Mg、Ca之1種以上的本案發明例E1~E9，其等熱壓印時的加熱效率及熱壓印後的耐蝕性都較為優異。另外，比較例的E11與E12因為含有過多的Mg、Ca，熔融鍍敷時出現未鍍敷，而無法評價。
[表5]
＜實施例3＞
接著，驗證熱輥軋步驟中鋼板捲取溫度CT、冷輥軋步驟後的鋼板表面粗糙度Ra及熔融鋁系鍍敷浴組成，其等帶給熱壓印時之加熱效率、熱壓印時有無Fe鏽垢、及熱壓印成形品之耐蝕性的效果。更進一步驗證退火氣體環境及鋁系鍍敷層含有Mg、Ca之1種以上時，其等帶給熱壓印時之加熱效率、熱壓印時有無Fe鏽垢、及熱壓印成形品之耐蝕性的效果。
將具有表1所示鋼成分的鋼胚以表6~表8所示條件，施予一般熱輥軋處理、酸洗處理、冷輥軋處理，而製作出冷軋鋼板(板厚1.5mm)。將該冷軋鋼板作為供試材料，以森吉米爾型加熱爐連續施行退火、熔融鋁系鍍敷處理而製作出鋁系鍍敷鋼板。在退火步驟中，退火溫度(即：最高到達板溫度)為800℃，退火氣體環境則是改變了板溫度為700℃下水蒸氣分壓PH2O 除以氫分壓PH2 而得數值之常用對數log(PH2O /PH2 )(即：氧勢)，藉此來實施。
在鋁系鍍敷處理步驟中，鍍敷後以氣體抹拭法將鍍敷附著量調整成每單面約80g/m2 。熱壓印時鋁系鍍敷鋼板之溫度設為900℃，立即以50℃/s以上之冷速透過模具進行冷卻，藉此獲得成形品的樣品。
針對所製作出的樣品，採用與實施例2同樣的方法，評價了熱壓印時之加熱效率、熱壓印時有無Fe鏽垢、及熱壓印後成形品之耐蝕性。
另外，就熱壓印時之加熱效率的評價而言，在表6~表8中是以水準F21為基準，提升至1.3倍以上者視為VG(很優良)，升溫速度提升至1.2倍者視為G(良)，升溫速度小於1.1倍而幾乎沒變化者視為B(劣)。
[表6]
表6所示之比較例F21~F28，是熱輥軋捲取溫度CT、冷軋後的表面粗糙度Ra、熔融鋁系鍍敷之浴組成的任一者之1者以上不滿足本實施發明範圍的比較例。比較例F21~F28的熱壓印時之加熱效率、熱壓印時產生Fe鏽垢、熱壓印後之耐蝕性的任一特性都差。另一方面，滿足本案發明範圍之發明例F1~F20，就上述任一評價項目都為良好。
[表7]
如表7所示，本案發明例G1~G9的退火氣體環境之水蒸氣分壓PH2O 除以氫分壓PH2 而得數值之常用對數log(PH2O /PH2 )(即：氧勢)設為-3以上且-0.5以下，並且，前述範圍內之退火時間設為30秒以上且500秒以下，本案發明例G1~G9熱壓印時之加熱效率較為優異。
[表8]
如表8所示，本案發明例H1~H7的熔融鋁系鍍敷浴含有合計0.01%以上且3%以下的Mg及Ca之至少1種以上，就本案發明例H1~H7來說，熱壓印時之加熱效率、熱壓印後之耐蝕性較為優異。不過，比較例H9、H10含有過多的Mg、Ca而出現未鍍敷，因而無法評價。
於圖3顯示之例是以SEM進行觀察本發明例即表6的F3之鋁系鍍敷層2。又，於圖4顯示之例，是以SEM觀察表6的F21之鋁系鍍敷層2作為比較例。明顯可知，本發明例即圖3的金屬間化合物層3的厚度最大值、標準差較大，與圖4相比而有所不同。圖5是將圖3的金屬間化合物層3的厚度平均值、最大值及標準差進行實測之例。以圖3為發明例的本案發明乃如上所述，熱壓印加熱時的加熱效率、熱壓印時之Fe鏽垢的抑制能力、與熱壓印後的耐蝕性皆屬優異。
以上，一邊參照所附上的圖式，一邊說明了本發明適宜的實施形態，不過，本發明並不受上開例子所限定，此理不言而喻。只要是通常知識者，在申請專利範圍所記載的範圍內，自然是能想到各種變更例或修正例，應理解的是，此等當然也是屬於本發明之技術範圍內。
1‧‧‧母材
2‧‧‧鋁系鍍敷層
3‧‧‧金屬間化合物層
4‧‧‧含氧化物區域
圖1是一示意圖，顯示本發明實施形態之鋁系鍍敷鋼板之構成一例。
圖2是一示意圖，顯示同一實施形態之鋁系鍍敷鋼板其他的構成例。
圖3是二次電子影像之一例，且是對同一實施形態之鋁系鍍敷鋼板在表面附近之剖面以掃描型電子顯微鏡(SEM)進行觀察而得。
圖4是二次電子影像之一例，且是對習知技術之鋁系鍍敷鋼板在表面附近之剖面以SEM進行觀察而得。
圖5是一實測例，且是對同一實施形態之鋁系鍍敷鋼板的金屬間化合物層，基於表面附近之剖面的二次電子影像而獲得各部位中的厚度平均值、厚度最大值、厚度標準差的實測例。

Claims (7)

  1. 一種鋁系鍍敷鋼板，其特徵在於具備： 母材、 位在前述母材上方的鋁系鍍敷層、及 位在前述母材與前述鋁系鍍敷層之間且含有Al與Fe之金屬間化合物的金屬間化合物層； 前述母材以質量%計含有： C：0.15%以上且0.50%以下、 Si：0.010%以上且2.000%以下、 Mn：0.3%以上且5.0%以下、 Cr：0.010%以上且2.000%以下、 P：0.1%以下、 S：0.1%以下、 Al：0.5%以下、 B：0.0002%以上且0.0100%以下、 N：0%以上且0.01%以下、 W：0%以上且3%以下、 Mo：0%以上且3%以下、 V：0%以上且2%以下、 Ti：0%以上且0.5%以下、 Nb：0%以上且1%以下、 Ni：0%以上且5%以下、 Cu：0%以上且3%以下、 Sn：0%以上且0.1%以下、及 Sb：0%以上且0.1%以下， 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 前述鋁系鍍敷層含有合計為100質量%的下述： 以平均計， 80質量%以上且97質量%以下的Al、 3質量%以上且15質量%以下的Si、 0質量%以上且5質量%以下的Zn、 0質量%以上且5質量%以下的Fe、 合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上、及 不純物； 前述金屬間化合物層的厚度平均值為2μm以上且10μm以下， 前述金屬間化合物層的厚度最大值為10μm以上且25μm以下， 前述金屬間化合物層的厚度標準差為2μm以上且10μm以下。
  2. 如請求項1之鋁系鍍敷鋼板，其中，自前述母材與前述金屬間化合物層之界面起算朝前述母材之中心方向至5μm為止的範圍內具有含氧化物區域，該含氧化物區域含有：合計1質量%以上且10質量%以下的選自Si氧化物、Mn氧化物、Cr氧化物及B氧化物所構成群組之1種以上。
  3. 如請求項1或2之鋁系鍍敷鋼板，其中，前述鋁系鍍敷層含有：合計0.01質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之1種以上。
  4. 一種鋁系鍍敷鋼板的製造方法，是製造如請求項1至3中任一項之鋁系鍍敷鋼板的方法，其特徵在於具備： 將鋼胚進行熱輥軋而獲得熱軋鋼板之步驟、 捲取前述熱軋鋼板之步驟、 酸洗前述熱軋鋼板之步驟、 將前述熱軋鋼板進行冷輥軋而獲得冷軋鋼板之步驟、及 對前述冷軋鋼板連續進行退火處理及熔融鋁系鍍敷處理之步驟； 前述鋼胚的成分以質量%計含有： C：0.15%以上且0.50%以下、 Si：0.010%以上且2.000%以下、 Mn：0.3%以上且5.0%以下、 Cr：0.010%以上且2.000%以下、 P：0.1%以下、 S：0.1%以下、 Al：0.5%以下、 B：0.0002%以上且0.0100%以下、 N：0%以上且0.01%以下、 W：0%以上且3%以下、 Mo：0%以上且3%以下、 V：0%以上且2%以下、 Ti：0%以上且0.5%以下、 Nb：0%以上且1%以下、 Ni：0%以上且5%以下、 Cu：0%以上且3%以下、 Sn：0%以上且0.1%以下、及 Sb：0%以上且0.1%以下， 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 前述捲取中的鋼板捲取溫度CT設為700℃以上且850℃以下， 前述冷輥軋後前述冷軋鋼板表面算術平均粗糙度Ra設為0.5μm以上且5μm以下； 前述熔融鋁系鍍敷處理中的鍍敷浴含有合計為100質量%的下述： 80質量%以上且97質量%以下的Al、 3質量%以上且15質量%以下的Si、 不純物、 0質量%以上且5質量%以下的Zn、 0質量%以上且5質量%以下的Fe、及 合計0質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之一種以上。
  5. 如請求項4之鋁系鍍敷鋼板的製造方法，其中，在前述退火處理中，板溫度650℃以上且900℃以下的範圍下，退火氣體環境之水蒸氣分壓PH2O 與氫分壓PH2 的關係式log(PH2O /PH2 )的值設為-3以上且-0.5以下； 在前述板溫度下的退火時間設為60秒以上且500秒以下。
  6. 如請求項4或5之鋁系鍍敷鋼板的製造方法，其中，前述鍍敷浴含有：合計0.01質量%以上且3質量%以下的選自Mg及Ca所構成群組之1種以上。
  7. 一種汽車用零件的製造方法，具備： 將如請求項1至3中任1項之鋁系鍍敷鋼板加熱至850℃以上為止之步驟、 透過模具將前述鋁系鍍敷鋼板進行壓製成型之步驟、及 透過前述模具將前述鋁系鍍敷鋼板以30℃/s以上之冷卻速度進行急冷之步驟。
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