耐剥离性优异的HPF成型构件及其制造方法与流程

本发明涉及一种耐剥离性优异的HPF成型构件的制造及其制造方法，更详细而言，涉及一种通过将合金化层和软质的扩散层之间的硬度比控制为规定值，使耐剥离性优异的HPF成型构件及其制造方法，所述合金化层和软质的扩散层是在对表面具有熔融镀铝层的熔融镀铝钢板进行合金化热处理时形成的。

背景技术：

通常，在将Al为基本元素的镀浴中浸渍淬火性高的钢板而进行镀覆处理，从而制造镀铝HPF(HOT PRESS FORMING：热压成型钢)用钢板，接着对表面具有镀铝层的镀铝钢板进行热压处理，从而广泛地应用于形状复杂且强度在1300MPa以上的汽车构件的制造。

然而，在HPF热处理过程中所述镀覆层具有如下结构：包含由FeAl或Fe₂Al₅等构成的金属间化合物的合金层作为上层，由Fe 80-95重量％(以下，钢成分均为重量％)构成的扩散层作为底层。但是，所述镀层中上部的合金层与扩散层相比脆性大，因此在冲压成型时从镀层脱落而吸附于冲压面，从而具有难以进行连续的冲压成型的缺点。

详细地讲，一般而言，在坯料钢板形成熔融镀铝层之后高温成型的HPF成型构件中，所述镀层由软质的扩散层和硬质的合金层构成，高温热加工时所述扩散层和合金层的界面发生断裂。并且，所断裂的镀层以微细的粉末形态堆积在模具，有时候吸附在模具，导致HPF成型构件的尺寸变化、表面凹痕(dent)、模具修改，切削加工等，从而需要负担附加费用。

如果发生这种问题，则使用所述原材料而进行热加工的企业不仅负担附加费用，而且在汽车制造商的生产中出差池是不可避免的，从而导致很大的损失。因此，需要开发一种克服所述问题并具有优异的冲压成型性的HPF成型构件。

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明是为解决所述的现有技术中存在的问题而提出的，其目的在于，提供一种将构成熔融铝合金镀层的合金层和软质层之间的硬度差控制在规定值范围以内从而使耐剥离性优异的HPF用成型构件。

另外，本发明的目的在于，提供一种所述HPF成型构件的制造方法。

但是，本发明要解决的问题不限于上述提及的课题，本发明的技术领域人员可以通过以下记载内容会明确理解没有提及的其他问题。。

解决问题的手段

为达到上述目的的本发明提供一种耐剥离性优异的HPF成型构件，在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层的HPF成型构件中，其特征在于，所述坯料钢板以重量％计包含0.18-0.25％的C、0.1-1.0％的Si、0.9-1.5％的Mn、0.03％以下的P、0.01％以下的S、0.01-0.05％的Al、0.05-0.5％的Cr、0.01-0.05％的Ti、0.001-0.005％的B、0.009％以下的N、余量Fe及其他杂质；

所述镀层由软质的扩散层和硬质的合金层构成；

在所述合金层内，τ层以面积分率计占整体的10％以上，并以不规则且不连续的方式分散分布，以使所述合金层和所述扩散层之间的硬度差在400Hv以下。

所述坯料钢板可以是冷轧钢板或热轧钢板。

在本发明中，优选地，所述τ相在所述合金层内以10-20面积％的范围存在。

优选地，所述τ相的形状比(纵横比，aspect ratio)在1-4范围。

优选地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相占整体τ相分率的50％以上。

优选地，所述坯料钢板还包含0.001-0.5％的Mo+W。

另外，优选地，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.001-0.4％范围的Nb、Zr、V中一种以上物质。

另外，优选地，所述坯料钢板还包含0.005-2.0％范围的Cu+Ni。

而且，优选地，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.03％以下的Sb、Sn、Bi中一种以上物质。

另外，本发明提供一种耐剥离性优异的HPF成型构件的制造方法，包括：

准备包含如上所述钢组成成分的钢板的工序；

进行熔融镀铝处理的工序，以550-850℃的温度对所述钢板进行加热后，在熔融铝镀浴中浸渍，从而进行熔融镀铝处理，其中所述熔融铝镀浴保持640-680℃，其组成成分以重量％计包含7-13％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质；

对熔融镀锌钢板进行冷却后，以0.5-3％的延伸率使用平整机(SPM)进行轧制的工序；

将所述熔融镀铝钢板以850-950℃的温度进行加热后，保持一定时间，从而使表面的熔融镀铝层合金化的工序；

对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热成型，并且急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序。

优选地，所述合金化的熔融镀铝层由软质的扩散层和硬质的合金层构成；在所述合金层内，τ层以面积分率计占整体的10％以上，并以不规则且不连续的方式分散分布。

优选地，所述钢板可以是冷轧钢板或热轧钢板。

优选地，所述τ相在所述合金层内以10-20面积％的范围存在。

优选地，所述τ相的形状比(纵横比，aspect ratio)在1-4范围。

优选地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相占整体τ相分率的50％以上。

另外，本发明提供耐剥离性优异的HPF成型构件的制造方法，包括：

对在具有如上所述钢组成成分的坯料钢板表面形成有熔融镀铝层的熔融镀铝钢板以0.5-3％的延伸率使用平整机(SPM)进行轧制的工序；

将所述熔融镀铝钢板以850-950℃的温度进行加热后，保持一定时间，从而使表面的熔融镀铝层合金化的工序；及

对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热轧成型，并且急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序。

优选地，所述合金化的熔融镀铝层由软质的扩散层和硬质的合金层构成；在所述合金层内，τ层以面积分率计占整体的10％以上，并以不规则且不连续的方式分散分布。

所述坯料钢板可以是冷轧钢板或热轧钢板。

优选地，所述τ相在所述合金层内以10-20面积％的范围存在。

优选地，所述τ相的形状比(纵横比，aspect ratio)在1-4范围。

优选地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相占整体τ相分率的50％以上。

发明效果

具有如上所述结构的本发明，能够有效提供如下的耐剥离性优异的HPF成型构件，即：在硬质的合金层内使软质的τ相以适当的分布分散形成，从而减少合金层和软质层之间的硬度差。

附图说明

图1是示出本发明的一实施例的镀覆钢板的镀层的纵剖面组织照片。

图2是将图1的组织照片摹绘而示出的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行说明。

由于高温热加工，外压施加于熔融铝合金镀层，此时，形成在所述镀层的压力(stress)在传递至坯料钢板的过程中，横跨镀层中的硬质的合金层和软质的扩散层而发生作用。本发明人通过研究实验结果发现如下事实，即：此时，所述硬质层无法充分克服变形，产生龟裂并将其传播，但是软质的扩散层吸收加工引起的变形，能够防止龟裂传播。而且，本发明人关注所述合金层中存在的τ相并进行了反复研究，结果，发现如下情况，即：所述合金层中的τ相为相对软质，所以抑制龟裂的传播，延迟龟裂到达扩散层和合金层的界面。

进而，针对减少高温加工时的粉化的方案进行了研究，结果发现如下事实后提出了本发明，即：高温加工时发生的粉化，可以通过将扩散层和合金层的硬度差控制在一定水准以下来抑制，而且，所述硬度差受到所述硬质层中τ相的分布等影响。

以下，对本发明的耐剥离性优异的HPF成型构件进行说明。本发明的HPF成型构件具有在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层的结构，所述坯料钢板以重量％计包含0.18-0.25％的C、0.1-1.0％的Si、0.9-1.5％的Mn、0.03％以下的P、0.01％以下的S、0.01-0.05％的Al、0.05-0.5％的Cr、0.01-0.05％的Ti、0.001-0.005％的B、0.009％以下的N、余量Fe及其他杂质而组成。以下具体说明钢组成成分及其限定理由。

0.18-0.25％的C

所述C是增加马氏体强度的必要元素。如果C含量小于0.18％，则难以获得为了确保耐冲击特性的充分的强度。另外，如果超过0.25％，则降低板坯的冲击韧性，而且还降低HPF成型构件的焊接特性。

考虑以上情况，在本发明中，所述C的含量优选控制在0.18-0.25重量％(以下，记载为％)。

0.1-1.0％的Si

所述Si有助于HPF后钢材的材质均匀化，而且，由于在HPF热处理过程中向镀层扩散，所以有助于镀层的τ相的生成。如果Si含量小于0.1％，则无法得到充分的材质均匀化及向镀层扩散的效果，如果超过1.0％，则因退火中生成在钢板表面的Si氧化物而无法确保良好的熔融镀铝表面质量，因而添加1.0％以下的Si。

0.9-1.5％的Mn

如Cr、B等，所述Mn为了确保钢的淬透性而添加。如果Mn含量小于0.9％，则无法确保充分的淬透性并生成贝氏体，因而难以确保充分的强度。另外，如果其含量超过1.5％，则钢板制造费用增加，在钢材内使Mn偏析，严重降低HPF成型构件的弯曲性。因此，在本发明中，Mn含量优选控制在0.9-1.5％范围。

0.03％以下的P(不包括0％)

所述P为晶界偏析元素，是阻碍HPF成型构件的诸多特性的元素，因此尽量少添加为好。如果P含量超过0.03％，则成型构件的弯曲特性、冲击特性及焊接特性等劣化，因此优选将其上限控制在0.03％。

0.01％以下的S(不包括0％)

所述S是钢中存在的杂质，是阻碍成型构件的弯曲特性及焊接特性的元素，因此尽量少添加为好。如果S含量超过0.01％，则成型构件的弯曲特性及焊接特性等劣化，因此优选将其上限控制在0.01％。

0.01-0.05％的Al

所述Al与Si类似地在制钢中以脱氧作用为目的而添加。为了达到该目的，需要添加0.01％以上的Al，如果其含量超过0.05％，该效果将会饱和，且降低镀覆材料的表面质量，因此优选将其上限控制在0.05％。

0.05-0.5％的Cr

所述Cr与Mn、B等相同地，为了确保钢的淬透性而添加。如果所述Cr含量小于0.05％，则无法得到充分的淬透性，如果其含量超过0.5％，虽然能充分确保淬透性，但其特性将会饱和，导致钢材制造费用上升。因此，在本发明中，所述Cr的含量优选控制在0.05-0.5％范围内。

0.01-0.05％的Ti

所述Ti与钢中作为杂质残存的氮结合而生成TiN，因此为了使对确保淬透性时必不可少的固溶硼残留而添加。如果所述Ti含量小于0.01％，则无法期待充分的效果，如果其含量超过0.05％，则其特性饱和，还导致钢材制造费用的上升。因此，在本发明中，所述Ti的含量优选控制在0.01-0.05％范围内。

0.001-0.005％的B

所述B与Mn及Cr相同地，为了确保HPF成型构件的淬透性而添加。为了达到所述目的，应添加0.001％以上，如果其含量超过0.005％，则其效果将会饱和，且使热轧性显著降低。因此，在本发明中，所述B含量优选控制在0.001-0.005％范围内。

0.009％以下的N

所述N为钢中存在的杂质，因此尽量少添加为好。如果N含量超过0.009％，则有可能导致钢材表面不良，因而将其上限优选控制在0.009％。

其次，更优选地，构成本发明的HPF成型构件的坯料钢板还包含以下成分。

0.001-0.5％的Mo+W

所述Mo和W作为淬透性及析出强化元素，具有进一步确保高强度的效果。如果Mo和W的添加量之和小于0.001％，则无法得到充分的淬透性及析出强化效果，如果超过0.5％，则该效果将会饱和，还导致制造费用的上升。因而，本发明中的所述Mo+W的含量优选控制在0.001-0.5％范围。

Nb、Zr、V中一种以上的含量之和在0.001-0.4％

所述Nb，Zr及V是用于提高钢板的强度、晶粒微细化及热处理特性的元素。如果所述Nb，Zr及V中的一种以上且含量之和小于0.001％，则无法期待所述的效果，如果其含量之和超过0.4％，则制造费用将会过度上升。因此，在本发明中，这些元素的含量之和优选控制在0.001-0.4％。

0.005-2.0％的Cu+Ni

所述Cu为通过生成微细的Cu析出物来提高强度的元素，所述Ni有效提高强度及热处理性的元素。如果所述成分之和小于0.005％，则无法得到充分的所期望的强度，如果超过2.0％，则操作性变差，导致制造费用上升。因此，在本发明中，Cu+Ni的含量优选控制在0.005-2.0％。

Sb、Sn、Bi中一种以上的含量之和在0.03％以下

所述Sb、Sn及Bi作为晶界偏析元素，在HPF加热时浓化在镀层和坯料铁界面，从而能够提高镀层的紧贴性。由于能够提高镀层的紧贴力，因而有助于热成型时防止镀层的脱落。Sb、Sn及Bi具有类似的特性，因此可以混合使用三个元素，此时，优选使一种以上成分的含量之和在0.03％以下。这是因为，如果所述成分的含量之和超过0.03％，则有可能热成型时坯料铁的脆性恶化。

本发明的HPF成型构件具备在包含所述的钢组成成分的坯料钢板表面形成的熔融镀铝层，已广为人知，这样的镀层包括软质的扩散层和硬质的合金层。

首先，简要说明铁铝合金镀覆构件的合金镀层结构。对钢板进行熔融镀铝处理后再进行热处理，从而形成合金镀层。所述合金镀层由扩散层和合金层构成，扩散层位于坯料钢板和合金层之间。另外，所述合金层由金属间化合物即Fe₂Al₅和τ相构成，所述τ相(tau-phase)是指，Fe-Al-Si三元系合金相，分布于合金层内。即，所述合金化层包含具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(Fe-Al-Si系合金相)。详细地讲，所述扩散层的硬度一般为维氏硬度(负荷1g)500的水准，相对为软质，合金层为Fe₂Al₅金属间化合物，其硬度为维氏硬度(负荷1g)900-1100的水准，是非常硬质。因此，可知在所述扩散层和合金层之间发生较大的硬度差，存在如下问题，即：这样的硬度差越大，当施加外力时越无法克服变形量，在扩散层和合金层之间的边界会发生龟裂并传播龟裂，以微细的粉末形状发生剥离。

构成本发明的HPF成型构件的熔融镀铝层中，所述扩散层和合金层的硬度差在400(Hv)以下。如果所述扩散层和合金层的硬度差超过400，则高温加工时无法吸收变形，在扩散层和合金层的界面发生剥离。

为此，本发明中可以采用在所述合金层包含微量的钢成分Si、Mn、Ti、W等的方法，如果金属间化合物的晶格包含所述的成分，则发生结晶，使硬度变低。一般而言，当金属原子中包含特定原子时，因晶格歪曲而使硬度变高，但是金属间化合物基材本身具有较强结合和高硬度，因此若包含特定原子，硬度反而有可能降低。

作为另一种方法，在高温加工之前，对熔融镀铝钢板以0.5-3％实施表面调质处理，由此促进高温加热时的合金相的形成，促进特定元素流入合金相中。

另外，本发明人关注作为硬质层的合金层中的τ相，并发现τ相的形状和分布对耐剥离特性产生影响，如果在所述合金层内，所述τ相以面积分率计占整体的10％以上，并以不规则且不连续的方式分散分布，则使耐剥离性得到改善。即，最终，在扩散层和合金层之间发生剥离，施加外力时在表面发生龟裂并该龟裂被传播，则合金层的τ相先吸收一部分外力。此时，如果所述τ相分散在合金层中，则有利于应力的分散，因此需要不规则而不连续地分散在合金层中。

以面积分率计，所述τ相在合金层中占整体的10％以上时，才能发挥改善效果，如果小于10％，则应力分散效果会欠佳。优选地，将τ相在合金层中的面积分率控制在10-20％范围。

另外，τ相具有有利于应力分散的形状，越接近圆形越有利于应力分散。因此，在本发明中，所述τ相的形状比(纵横比，aspect ratio)优选控制在1-4，由此使耐剥离性能够得到进一步的改善。更优选地，将所述形状比控制在1-2范围。

另外，τ相的大小越小，越有利于应力分散。τ相以各种大小分布在合金层，在本发明中，优选地，大小在5μm以下的τ相相对于整体τ相分率占50％以上，由此能够获得更优异的耐剥离性。

接着，对本发明的耐剥离性优异的HPF成型构件的制造方法进行说明。

本发明的HPF成型构件制造方法包括：准备钢板的工序，该钢板具有所述的钢组成成分；进行熔融镀铝处理的工序，以550-850℃的温度对所述钢板进行加热后，在熔融铝镀浴中浸渍，从而进行熔融镀铝处理，其中，所述熔融铝镀浴保持640-680℃，并且其组成成分以重量％计包含7-13％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质；冷却所述熔融镀锌钢板后，以0.5-3％的延伸率使用平整机(SPM)进行轧制的工序；将所述熔融镀铝钢板以850-950℃的温度进行加热后，保持一定时间，从而使在该表面形成的熔融镀铝层合金化的工序；对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热成型，并且急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序。

首先，在本发明中，准备具有所述组成成分的钢板。在本发明中，所述钢板可以是热轧钢板，也可以是冷轧钢板。

接着，以550-850℃的温度对所述钢板进行加热后，在熔融铝镀浴中浸渍，从而进行熔融镀铝处理。其中，所述熔融铝镀浴保持640-680℃，并且其组成成分以重量％计包含7-13％的Si、小于3％的Fe、余量Al及其他不可避免的杂质。

首先，将所述钢板在退火炉中以550-850℃的温度进行加热。退火钢板的目的是为了容易加工经过冷轧加工的硬质化的钢板，而不是为了保证最终物理特性。如果退火温度小于550℃，则因硬质化的组织难以进行加工，在进行切断加工或成型加工时会引起尺寸变动。相反地，如果退火温度超过850℃，则加热设备会发生劣化，浪费热能等，因此不优选。

并且，将所述经加热的钢板浸渍在熔融镀铝浴并进行熔融镀铝处理，此时，该镀浴的温度优选控制在640-680℃范围。镀浴温度是考虑熔融铝的相变而设定的，优选地，镀覆时保持熔融状态，熔融镀覆后快速发生相变，变为凝固状态。但是，如果所述熔融镀铝浴温度小于640℃，在镀浴口(port)内镀铝浴发生局部凝固，镀覆在钢板的镀铝层提前凝固，因此镀覆质量变差。另一方面，如果镀浴温度超过680℃，镀浴口会快速侵蚀，因而不优选。

另外，本发明中，所述熔融镀铝浴的组成可以由7-13重量％的Si、小于3重量％的Fe、余量的铝和其他杂质组成。如果在熔融镀铝浴添加Si，则Si参与铁和铝的反应，在坯料钢板和镀层之间会生成Fe-Al-Si系合金层。Fe-Al-Si合金层能抑制Fe-Al系合金层的过度生成是已知的。

镀铝钢板在高温成型过程中进行高温热处理时会发生扩散反应，因而镀浴成分中的Si对高温成型后的合金镀层(合金层)的结构和分布产生影响。即，如果镀铝浴中Si含量小于7重量％，则镀层形成不均匀，高温热处理时合金层内τ相的形成欠佳。另一方面，如果Si含量超过13重量％，则存在如下问题，即：镀浴熔点变高，在高温热处理时迟延合金层形成反应，因此无法得到具有所期望的分率、形状及分布的τ相。

另外，所述熔融镀铝浴包含小于3重量％的Fe，该Fe是从坯料钢板溶解而进入的，以铁在铝中的溶解度范围保持平衡。但是如果镀浴中Fe在3重量％以上，镀浴中会形成碎屑(dross)，并粘贴在镀覆钢板表面，从而使镀覆表面质量变差。

另外，在本发明中，通过所述熔融镀铝得到的镀层的厚度优选在20-40μm范围内。

虽然镀层厚度是客户订单中的要求事项，而不是控制参素，但镀覆厚度对高温成型时的合金镀层的形成产生影响。如果镀层厚度小于20μm，则由于在高温成型后合金镀层的厚度较薄，无法从腐蚀充分保护构件，如果镀覆厚度超过40μm，则在镀覆时会发生流痕等缺陷，在高温成型时合金镀层形成得较厚，存在促进合金镀层的剥离的问题。

并且，在本发明中，冷却所述熔融镀锌钢板后，以0.5-3％的延伸率使用平整机(SPM)进行轧制工序。即，通过熔融镀铝浴经过镀铝处理的镀覆钢板，接着经过调节镀覆附着量的气刀(air knife)，并且经过用于使熔融铝凝固的冷却工序。接着，本发明中，以0.5-3％的延伸率连续使用平整机(以下，SPM)进行轧制工序，以赋予表面功能。

使用平整机进行轧制处理的主要目的是，除掉降伏点延伸，或者矫正形状，或者赋予表面粗糙度。但是，本发明人经过研究发现如下事实，即：通过调节平整处理延伸率和按压力使对镀层赋予变形，从而通过高温热处理形成合金镀层时，使τ相在合金镀层内不规则地分散分布。但是，如果延伸率小于0.5％，则赋予镀层的变形量较少，无法得到τ相在合金镀层分散分布的效果，如果延伸率超过3％，则由于过度的延伸而使一部分镀层被破坏并吸附在平整辊(skin pass roll)而引起凹痕等，因而不优选。因此平整按压力为延伸率的因变量，通常为100-250吨。

接着，本发明中，以850-950℃的温度加热所述熔融镀铝钢板后，保持一定时间，从而使该表面的熔融镀铝层合金化。

即，将所述镀铝钢板放入到具有850-950℃的气氛温度的加热炉，以850-950℃进行热处理。所述加热炉的气氛温度可以与放入的钢板的温度不一致，核心因素为钢板的温度。但是，与直接调节钢板温度相比，调节气氛温度更方便。如果钢板温度小于850℃，则有可能钢组织的奥氏体的均匀化不够充分。另一方面，如果钢板温度超过950℃，虽然有利于所述镀覆钢板的加热，但导致能量浪费，有可能发生加热炉设备劣化等问题。

通过如上所述的高温热处理，形成在钢板表面的熔融镀铝层被进行合金化处理。即，能够得到由软质的扩散层和硬质的合金层而构成的熔融镀铝层，所述合金层包含具有脆性的Fe₂Al₅基材相和具有延展性的τ相(Fe-Al-Si系合金相)而构成。

另外，在所述合金层内，所述τ相以面积分率计可占整体的10％以上，并以不规则且不连续的方式分散分布，可以将所述合金层和软质层之间的硬度差控制在400以下。更优选地，所述τ相在所述合金层内以10-20面积％的范围存在。

另外，所述τ相的形状比(纵横比，aspect ratio)优选在1-4范围。

而且，优选地，在所述τ相中，大小在5μm以下的τ相相对于整体τ相分率占50％以上。

另一方面，在本发明中，所述热处理时总加热时间优选在30分钟以内。在所述温度范围中，如果最高总加热时间为30分钟，则奥氏体组织的均匀化饱和，如果超过30分钟，则存在生产率降低的问题。

另外，所述被加热的钢板从加热炉移到模具为止的搬运时间优选在20秒以内。如果所述搬运时间超过20秒，钢板温度下降到铁素体相变初始温度以下，无法保证期望的强度。优选地，控制在12秒以内。

接着，本发明中，对所述合金化的熔融镀铝钢板进行热轧成型的同时，急速冷却至300℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品。即，通过内部被进行水冷处理的冲压成型模具，对经过合金化处理的钢板进行成型处理，钢板的温度变为300℃以下后，从模具取出加工构件，结束HPF加工。热压后，如果钢板的温度在300℃以上时从模具取出成型构件，则有可能发生由热应力引起的变形。

以下，通过实施例对本发明进行详细的说明。

(实施例)

准备组成成分为以重量％计包含0.22％的C、0.25％的Si、1.18％的Mn、0.014％的P、0.0022％的S、0.033％的Al、0.181％的Cr、0.034％的Ti、0.0023％的B、0.0050％的N、余量Fe及其他杂质且厚度为1.5mm的冷轧钢板，之后将该钢板以120x200mm大小切断，由此准备了试片。并且，将准备的上述样品使用煤油和超声波丙酮进行脱脂，由此去掉了表面的轧制油和污染物质。之后，将所述准备好的样品加热至温度变为780℃，总加热时间6分钟，之和浸渍在660℃的熔融镀铝浴来进行镀覆，此时镀覆附着量调节为20-40μm。而且，此时熔融镀铝浴组成包含0-13重量％的Si、余量铝、不可避免地从钢板溶出的Fe以及其他杂质，平整延伸率调节为0-3％。以下表1示出了对本实验中利用的镀覆钢板试片适用的具体熔融镀铝条件。

【表1】

如上述表1所示，实施熔融镀铝后，镀覆钢板1-4显示了良好的镀覆质量，但镀覆钢板5-8在熔融镀覆后发生了碎屑附着等问题。尤其，镀覆钢板7出现了镀层过度变形的情况，显示镀覆表面质量不良。

之后，对所述镀覆钢板1-6及8在气氛温度930℃进行热处理，总保持时间为6秒。另外，对通过上述的热处理形成的合金镀层的构成要素的面积分率进行了测定，具体地，在表2示出了构成所述合金镀层的扩散层、Fe₂Al₅及τ相的面积分率。如以下表2所示，对于以本发明的制造工序条件制造的实施例1-4而言，τ相在所述合金镀层中的面积分率均为10％以上。但是，对于制造工序条件超过本发明的范围的比较例1-3的而言，τ相的面积分率均小于10％。

【表2】

另一方面，对以上述的方式进行热处理的镀覆钢板的纵剖面进行观察和分析，并把结果示出在以下表3中。在此，硬度是通过显微硬度计以负载1g条件下测定的维氏(Hv、1g)硬度值，分别测定扩散层和合金层，计算硬度值之差。另外，针对合金层中τ相的面积比，利用图像分析器计算了面积分率，并一同测定了τ相中平均直径在5μm以下的面积比及τ相的形状比，并把结果示出在以下表3中。

另外，以下表3中，合金层的耐剥离性的评价以如下方式进行：使用三点弯曲加工试验机，将里面角度设定为30度，在里面粘贴胶贴后再取下，然后以粘贴在胶贴上的剥离碎片的状态进行了评价。具体如下。

<耐剥离性评价范例>

○：没有发生剥离，胶贴中并没有粘有剥离碎片。

X：发生了剥离，胶贴中粘有剥离碎片。

【表3】

如所述表3所示，实施例1-4中，τ相在合金层中的面积分率均为10％以上，另外，τ相中5μm以下的面积比、τ相的形状比等满足本发明的范围。由此可知，该合金层和扩散层之间的硬度差在400(Hv)以下。

另一方面，图1是示出本实施例3的镀覆钢板3的镀层的纵剖面组织照片，图2是将图1的组织照片摹绘而示出的图。如图1-2所示，在本发明中，构成所述合金层的τ相5以不规则且不连续地形成在镀层内。如果具有这样的τ相分布，则能够有效达到所述的合金层和扩散层之间的硬度差400(Hv)以下。

图2中的附图标记1为坯料钢板，2为扩散层，3为合金层，4为Fe₂Al₅，5为τ相，合金镀层包含所述扩散层2和合金层3。

与此相对，其制造工序脱离本发明范围的比较例1-3中，合金层和扩散层之间的硬度差均超过了400(Hv)，通过表3能够确认耐剥离性也随之变差。

以上，参照实施例进行了说明，但是本领域技术人员可以在不脱离以下权利要求书中记载的本发明思想的范围内，对本发明进行多种修改和变更。