TWB焊接特性优异的用于热成型的Al-Fe合金化镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法与流程

本发明涉及一种twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。

背景技术：

近年来，为了通过汽车的轻量化来提高燃油效率，并且为了保护乘客等的目的，超高强度热成型部件广泛应用于汽车的结构部件，进一步地，为了吸收碰撞时的能量，提出了利用具有不同种类的材料或不同厚度等的组合的拼焊板(tailorweldedblank，twb)来进行热成型的技术，并且正在进行各种相关研究。

作为涉及到这种热成型技术的代表性的技术，有专利文献1。专利文献1中公开了将al-si镀覆钢板加热至850度以上后通过热压成型和快速冷却来使部件的组织形成为马氏体，以此确保拉伸强度超过1600mpa的超高强度的技术。

但是，专利文献1存在如下问题，即镀层以al为主相，在twb焊接时镀层与母材混合不均匀，从而在熔融部内存在局部硬度降低的部分，这会使焊接部变脆弱，从而发生变形时焊接部会断裂。

作为解决这种问题的技术，有专利文献2。专利文献2的特征在于，为了解决镀al钢板的twb焊接时的如上所述的问题，twb焊接前去除焊接部位的一部分al镀层后进行twb焊接。

但是，专利文献2具有如下问题，即为了在商业上应用专利文献2的技术，需要引入附加设备，以在twb焊接前去除一部分al镀层，而且去除的镀层的面积比实际焊接部的面积宽，因此最终会增加去除镀层的部位的耐蚀性不良的风险。

因此，需要开发一种在不去除镀层的情况下twb焊接特性优异的用于热成型的镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。

[现有技术文献]

[专利文献]

(专利文献1)美国专利号us6296805b1

(专利文献2)韩国公开专利公报第10-2009-0005004号

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明的一个方面的目的在于提供一种twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板、利用该al-fe合金化镀覆钢板的热成型部件及它们的制造方法。

另外，本发明的技术问题并不受限于上述内容。可以从本说明书的整体内容理解本发明的技术问题，对本发明所属技术领域的技术人员而言，在理解本发明的附加技术问题上不会有任何困难。

技术方案

本发明的一个方面涉及一种twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板，所述al-fe合金化镀覆钢板包含：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含c：0.1-0.5％、si：0.01-2.0％、mn：0.1-10％、p：0.001-0.05％、s：0.0001-0.02％、al：0.001-1.0％、n：0.001-0.02％、余量的fe和其它不可避免的杂质；和al-fe合金化层，其形成在所述基础钢板的表面，以重量％计，所述al-fe合金化层包含：al：40-60％、si：2-10％、余量的fe和不可避免的杂质，未合金化的相的分数为1面积％以下。

此外，本发明的另一个方面涉及一种制造twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将板坯加热至1000-1300℃，以重量％计，所述板坯包含c：0.1-0.5％、si：0.01-2.0％、mn：0.1-10％、p：0.001-0.05％、s：0.0001-0.02％、al：0.001-1.0％、n：0.001-0.02％、余量的fe和其它不可避免的杂质；在ar3至1000℃下，将经加热的所述板坯进行热精轧以获得热轧钢板；对所述热轧钢板进行冷却，并在超过ms且750℃以下进行收卷；将收卷的所述热轧钢板浸入镀浴中进行镀覆，以重量％计，所述镀浴包含si：6-12％、fe：1-4％、余量的al和不可避免的杂质；以及将镀覆的所述热轧钢板进行分批退火，以满足以下式1。

(所述式1中，t表示加热温度(℃)，t表示在加热温度下的保持时间(小时)，hr表示升温速度(℃/小时)。)

另外，本发明的另一个方面涉及一种twb焊接特性优异的热成型部件及其制造方法，所述热成型部件通过对拼焊板(tailorweldedblank，twb)进行热成型来制造，所述拼焊板是将本发明的al-fe合金化镀覆钢板与具有不同的厚度或强度的钢板进行焊接而获得。

此外，上述技术方案并未列出本发明的全部特征。参考以下具体的实施方案，可以更详细地理解本发明的各种特征及其优点和效果。

有益效果

根据本发明，具有以下效果，即可以提供一种在不去除镀层的情况下制造拼焊板时，焊接部的硬度均匀而使得twb焊接特性优异的用于热成型的镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。

附图说明

图1是示出式1与twb焊接部硬度偏差的关系的图表。

图2是对试验编号为1和6的热成型部件的twb焊接部的al分布进行epma分析的结果。

图3是拍摄试验编号为1和6的热成型部件的拉伸试验的断裂形状的照片。

图4是示意性地示出本发明的一个实施方案的al-fe合金化镀覆钢板的截面的图。

最佳实施方式

以下，对本发明的优选的实施方案进行说明。但是，本发明的实施方案可以变形为各种其它形式的实施方案，本发明的范围并不受限于以下说明的实施方案。此外，本发明的实施方案是为了向本技术领域中具有通常知识者更完整地说明本发明而提供的。

本发明人认识到利用镀al钢板制造拼焊板(tailorweldedblank，twb)时，焊接部的硬度不均匀，因此存在twb焊接特性差的问题，为了解决该问题，去除al镀层后制造twb时，需要引入附加设备，以去除一部分al镀层，而且去除的镀层的面积比实际焊接部的面积宽，因此最终会存在去除镀层的部位的耐蚀性变差的问题，并且为了解决该问题，本发明人进行了深入研究。

其结果，确认了在镀al后适当地控制分批退火条件来形成al-fe合金化层，从而热成型后twb焊接部的硬度均匀性优异，可以使twb焊接特性优异，从而完成了本发明。

twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板

以下，对本发明的一个方面的twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板进行详细的说明。

本发明的一个方面的twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板包含：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含c：0.1-0.5％、si：0.01-2.0％、mn：0.1-10％、p：0.001-0.05％、s：0.0001-0.02％、al：0.001-1.0％、n：0.001-0.02％、余量的fe和其它不可避免的杂质；和al-fe合金化层，其形成在所述基础钢板的表面，以重量％计，所述al-fe合金化层包含：al：40-60％、si：2-10％、余量的fe和不可避免的杂质，未合金化的相的分数为1面积％以下。

首先，对本发明的基础钢板的合金组成进行详细的说明。以下，除非特别提及，各元素含量的单位表示重量％。

c：0.1-0.5％

c是用于提高热处理部件的强度的必要元素。

当c含量小于0.1％时，难以确保充足的强度，当c含量超过0.5％时，将热轧材料进行冷轧时，热轧材料的强度过高，导致冷轧性大幅降低，而且可能会使点焊性大幅降低。

因此，c含量优选为0.1-0.5％。c含量的更优选的上限为0.45％，进一步优选的上限为0.4％。

si：0.01-2.0％

在炼钢中，添加si作为脱氧剂，并且添加si以抑制对热成型部件的强度影响最大的碳化物的形成，而且在热成型中形成马氏体后，使碳富集在马氏体板条(lath)界中，以确保残留奥氏体。

当si含量小于0.01％时，无法期待上述效果，而且无法确保钢的清洁度，并产生过多的成本。另一方面，当si含量超过2.0％时，可能会使al镀覆性大幅降低。因此，si含量的上限优选为2.0％，更优选为1.5％。

mn：0.1-10％

mn可以确保固溶强化效果，而且在热成型部件中需要添加mn以降低用于确保马氏体的临界冷却速度。

当mn含量小于0.01％时，在获得上述效果方面受到限制。另一方面，当mn含量超过10％时，热成型工艺前钢板的强度上升得过高，因此不仅降低可加工性，而且存在过多的合金铁导致的成本增加和点焊性变差的问题。因此，mn含量的上限优选为10％，更优选为9.0％，进一步优选为8.0％。

p：0.001-0.05％

p是杂质，为了将p含量控制在小于0.001％，需要过多的成本，当p含量超过0.05％时，热成型部件的焊接性大幅降低。因此，p含量的上限优选为0.05％，更优选为0.03％。

s：0.0001-0.02％

s是杂质，为了将s含量控制在小于0.0001％，需要过多的成本，当s含量超过0.02％时，阻碍热成型部件的延展性、冲击特性和焊接性。因此，s含量的上限优选为0.02％，更优选为0.01％。

al：0.001-1.0％

在炼钢中，al是与si一起起到脱氧作用而提高钢的清洁度的元素。

当al含量小于0.001％时，难以获得上述效果，当al含量超过1.0％时，ac3温度过度上升，因此存在需要进一步提高加热温度的问题。

n：0.001-0.02％

n是杂质，为了将n含量控制在小于0.001％，需要过多的制造成本，当n含量超过0.02％时，板坯连铸时可能会产生裂纹，并且冲击特性变差。

本发明的其余成分是铁(fe)。但是，在通常的制造过程中，可能从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。

除了上述元素之外，本发明的基础钢板可以进一步包含合计0.01-4.0重量％的cr和mo中的一种以上。

cr和mo是有助于提高淬透性、通过析出强化效果提高强度以及晶粒微细化的元素。当cr和mo中的一种以上之和小于0.01％时，难以获得上述效果，当cr和mo中的一种以上之和超过4.0％时，不仅会使上述效果饱和，而且存在焊接性降低和成本增加的问题。

此外，可以进一步包含合计0.001-0.4重量％的ti、nb和v中的一种以上。

ti、nb和v是有助于通过形成微细析出物来提高热处理部件的强度、通过晶粒微细化而使残留奥氏体稳定化以及提高冲击韧性的元素。当ti、nb和v中的一种以上之和小于0.001％时，不仅会使上述效果饱和，而且存在成本增加的问题。

此外，可以进一步包含b：0.0001-0.01重量％。

b是即使添加少量也可以提高淬透性，而且可以偏析在原奥氏体晶界中以抑制p或/和s的晶界偏析导致的热成型部件的脆性的元素。当b含量小于0.0001％时，难以获得上述效果，当b含量超过0.01％时，不仅会使上述效果饱和，而且在热轧中引发脆性。因此，b含量的上限优选为0.01％，更优选为0.005％。

另外，虽然不需要对所述基础钢板的微细组织作特别限定，但是，例如，以面积分数计，所述基础钢板的微细组织可以包含：20％以下的珠光体、10％以下的马氏体、10％以下的球化的碳化物和余量的铁素体。

以下，对本发明的形成在基础钢板表面的al-fe合金化层进行详细的说明。

以重量％计，所述al-fe合金化层包含：al：40-60％、si：2-10％、余量的fe和不可避免的杂质，未合金化的相的分数为1面积％以下。

当未合金化的相的分数超过1面积％时，表示存在低熔点的al相，这种低熔点的al相在twb焊接时在焊接部中以al富集相残留，并且在热成型后形成低硬度相，导致热成型部件的twb焊接部的硬度偏差变大，因此焊接部特性变差。

al：40-60％

当al-fe合金化层中的al含量超过60％时，twb焊接部中可能会残留al富集相，当al含量小于40％时，最终热成型部件的耐蚀性变差。

si：2-10％

镀层的si含量优选为2-10％。根据al、si、fe的含量，al-fe镀层可以由各种相组成，其中，包含si的相的硬度低，因此具有抑制镀层的剥离的效果，但可能会使点焊性变差。当si含量小于2％时，包含si的相的形成不足，因此可能会容易发生镀层的剥离，当si含量超过10％时，镀层的电阻过度增加，因此存在点焊性变差的问题。

此时，所述al-fe合金化层包含：扩散层，其形成在所述基础钢板的表面，所述扩散层包含0.5-12.0重量％的si，并且形成层；和中间层，其形成在所述al-fe合金化层内，所述中间层包含3.0-20.0重量％的si，并且形成层，所述扩散层和所述中间层的平均厚度之和可以为1.0-10μm。

当所述扩散层和中间层的厚度之和小于1.0μm时，可能会容易发生镀层的剥离，当所述扩散层和中间层的厚度之和超过10μm时，镀层的电阻增加，因此点焊性可能会变差。因此，所述扩散层和中间层的厚度之和优选为1.0-10μm，更优选可以为2.0-10μm。

例如，如图4的本发明的al-fe合金化镀覆钢板的示意图所示，从基础钢板的表面可以依次形成扩散层、以fe2al5为主的层、中间层、以fe2al5为主的层来构成，扩散层以feal(si)和αfe为主要成分，且扩散层的si含量可以为0.5-12.0重量％，中间层以feal(si)为主要成分，且中间层的si含量可以为3.0-20.0重量％。与其它相相比，feal(si)具有硬度低的特征，因此具有抑制镀层的剥离的效果，但可能会使点焊性变差。

此外，所述al-fe合金化层上可以形成有厚度为2μm以下的氧化层。当所述氧化层的厚度超过2μm时，存在点焊性变差的问题。其中，氧化层的厚度是指利用辉光放电光谱仪(glowdischargespectrometer，gds)分析时直至氧浓度为10％的位置为止的厚度。

此外，所述al-fe合金化层的厚度可以为10-60μm。

当al-fe合金化层的厚度小于10μm时，难以确保耐蚀性，当al-fe合金化层的厚度超过60μm时，点焊性降低，并且存在制造成本增加的问题。

制造twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板的方法

以下，对本发明的另一个方面的制造twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板的方法进行详细的说明。

本发明的另一个方面的制造twb焊接特性优异的用于热成型的al-fe合金化镀覆钢板的方法包括以下步骤：将满足上述合金组成的板坯加热至1000-1300℃；在ar3至1000℃下，将经加热的所述板坯进行热精轧以获得热轧钢板；对所述热轧钢板进行冷却，并在超过ms且750℃以下进行收卷；将收卷的所述热轧钢板浸入镀浴中进行镀覆，以重量％计，所述镀浴包含si：6-12％、fe：1-4％、余量的al和不可避免的杂质；以及将镀覆的所述热轧钢板进行分批退火，以满足以下式1。

式1：

(所述式1中，t表示加热温度(℃)，t表示在加热温度下的保持时间(小时)，hr表示升温速度(℃/小时)。)

以下，对各步骤进行详细说明。

板坯加热步骤

将满足上述合金组成的板坯加热至1000-1300℃。

当板坯的加热温度小于1000℃时，板坯的组织难以均质化，当板坯的加热温度超过1300℃时，存在形成过多的氧化层和制造成本增加的问题。

热轧步骤

在ar3至1000℃下，将经加热的所述板坯进行热精轧以获得热轧钢板。

当热精轧温度小于ar3时，容易进行两相区轧制，因此表层形成混晶组织，并且难以控制板的形状。另一方面，当热精轧温度超过1000℃时，存在晶粒粗大化的问题。

冷却和收卷步骤

对所述热轧钢板进行冷却，并在超过ms且750℃以下进行收卷。

当收卷温度为ms温度(马氏体相变起始温度)以下时，热轧材料的强度变得过高，因此存在难以冷轧的问题，当收卷温度超过750℃时，氧化层的厚度过度增加，因此存在表面难以进行酸洗的问题。

镀覆步骤

将收卷的所述热轧钢板浸入镀浴中进行镀覆，以重量％计，所述镀浴包含si：6-12％、fe：1-4％、余量的al和不可避免的杂质。

当si含量小于6％时，镀浴的流动性降低，因此存在难以形成均匀的镀层的问题。另一方面，当si含量超过12％时，镀浴的熔融温度上升，因此存在需要提高镀浴的控制温度的问题。镀浴中的fe是在镀覆过程中从钢板溶解到镀浴中而存在。为了将镀浴的fe的含量保持在小于1％，存在为了稀释溶解出的fe而造成制造成本过高的问题，当fe含量超过4％时，镀浴中容易形成称为浮渣的feal化合物而降低镀覆质量，因此需要将fe含量控制在4％以下。

此时，所述镀覆步骤可以以单面为基准的镀覆量成为30-130g/m²来进行镀覆。

这是因为，当以单面为基准的镀覆量小于30g/m²时，难以确保热成型部件的耐蚀性，当以单面为基准的镀覆量超过130g/m²时，过度的镀覆附着量导致制造成本增加，而且不容易进行镀覆以使在卷材的整个宽度和长度方向具有均匀的镀覆量。

此时，所述镀覆步骤可以进一步包括在镀覆之前将收卷的所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板的步骤。

可以省略冷轧并直接进行镀覆，但为了更精确地控制钢板厚度，可以进行冷轧。例如，为了获得规定的目标厚度，可以以30-80％的压下率进行冷轧。

此外，可以进一步包括在所述冷轧之前将收卷的所述热轧钢板加热至400-700℃并保持1-100小时的步骤。这是为了降低冷轧负荷。

此外，可以进一步包括在所述冷轧后在700-900℃下将所述冷轧钢板进行连续退火的步骤。这是为了冷轧后使加工硬化的组织再结晶，以确保适于后续工艺生产的强度和物理性能。

分批退火步骤

将镀覆的所述热轧钢板进行分批退火，以满足以下式1。

式1：

(所述式1中，t表示加热温度(℃)，t表示在加热温度下的保持时间(小时)，hr表示升温速度(℃/小时)。)

在分批退火前仅进行镀al的状态下，镀层是以al为主相且内部分布al-si共晶相的组织，但在分批退火时，通过与fe的合金化，逐渐形成镀层的fe含量提高的各种相。由于形成各种相，难以确定准确的相，但如图4所示以及如上述所述，从基础钢板的表面可以依次形成扩散层、以fe2al5为主的层、中间层、以fe2al5为主的层来构成，扩散层以feal(si)和αfe为主要成分，且扩散层的si含量可以为0.5-12.0重量％，中间层以feal(si)为主要成分，且中间层的si含量可以为3.0-20.0重量％。

当式1的值小于1时，由于分批退火不足，al层可能会残留在最表层，热成型后镀层中存在低熔点的al相，twb焊接时所述al相不均匀地残留在焊接部，最终热成型后以低硬度相残留在焊接部中，引起使焊接部变脆弱的问题。

另一方面，当式1的值超过20时，由于所述扩散层和所述中间层的平均厚度之和增加，存在热成型后点焊性变差的问题。

此时，所述分批退火时的升温速度可以为1-500℃/小时的范围，加热温度可以为450-750℃的范围，保持时间可以为1-100小时的范围。

当升温速度小于1℃/小时时，由于加热炉气氛中以杂质存在的氧气，在镀层表面形成过多的氧化物，因此难以确保热成型后的点焊性，而且生产性可能会大幅降低。另一方面，当升温速度超过500℃/小时时，部分未合金化的al层残留在镀层的表层，未合金化的al层作为低熔点相，在twb焊接时不均匀地残留在焊接部，最终热成型后以低硬度相残留在焊接部中，因此可能会使焊接部变脆弱。

当加热温度小于450℃时，镀层的表层无法实现充分的合金化，从而如上所述可能会使焊接部变脆弱。另一方面，当加热温度超过750℃时，分批退火的过程中表层上形成过多的氧化物，因此可能会使热成型后的点焊性变差。

当加热温度下的保持时间小于1小时时，镀层难以充分合金化，当加热温度下的保持时间超过100小时时，存在生产性降低的问题。

对分批退火热处理后的冷却不作特别限定，例如，可以为炉冷、空冷等。

此时，所述分批退火可以在非氧化性气氛中进行。例如，可以在氢气气氛或者混合氢气和氮气的气氛中进行。

通过在分批退火时保持非氧化性气氛，从而防止在卷材的表面形成大量氧化物而导致热成型后点焊性变差的问题。此外，在氧化性气氛中，分批退火设备被氧化，因此设备维护成本增加，而且存在缩短设备寿命的问题。

twb焊接特性优异的热成型部件

本发明的另一个方面的twb焊接特性优异的热成型部件通过对拼焊板进行热成型来制造，所述拼焊板是将上述本发明的al-fe合金化镀覆钢板与具有不同的厚度或强度的钢板进行焊接而获得，所述热成型部件的拉伸强度为1300mpa以上，焊接部的硬度偏差为100hv以下。

当焊接部的硬度偏差超过100hv时，焊接部发生断裂，因此twb焊接特性差。

此时，当部件的拉伸强度超过1300mpa时，对所述部件的微细组织不作特别限定，所述部件中al-fe合金化镀覆钢板部分的微细组织以马氏体或贝氏体为主相，并且为了提高部件的延展性，可以包含30面积％以下的残留奥氏体，并可以包含5面积％以下的铁素体。当铁素体超过5面积％时，不仅会降低强度，而且裂纹容易沿着铁素体网扩展，因此存在耐冲撞性和冲击韧性降低的问题。

制造twb焊接特性优异的热成型部件的方法

本发明的另一个方面的制造twb焊接特性优异的热成型部件的方法包括以下步骤：制造拼焊板，其中将通过上述本发明的制造al-fe合金化镀覆钢板的方法制造的al-fe合金化镀覆钢板与具有不同的厚度或强度的钢板进行焊接；加热，其中将所述拼焊板以1-1000℃/秒的升温速度加热至(ae3+30℃)至(ae3+150℃)的温度范围并保持1-1000秒；以及热成型，其中将经加热的所述拼焊板进行冲压成型的同时以1-1000℃/秒的冷却速度进行冷却。

制造拼焊板的步骤

将通过上述本发明的制造al-fe合金化镀覆钢板的方法制造的al-fe合金化镀覆钢板与具有不同的厚度或强度的钢板进行焊接来制造拼焊板。

此时，对于具有不同厚度的钢板，只要是应用于拼焊板的制造中的通常的厚度差，就能实现本发明的效果，因此不作特别限定。例如，可以利用具有1-10mm的厚度差的钢板。

此外，对于具有不同强度的钢板而言，只要使用用于制造拼焊板的常规的钢板，就能实现本发明的效果，因此不作特别限定。

例如，用于制造拼焊板的常规的钢板包括hsla钢、dp钢等。

更具体地，例如可以利用6mn6钢材。6mn6钢材是指，以重量％计，包含：c：0.05-0.08％、si：0.01-0.4％、mn：0.08-1.7％、al：0.01-0.07％、ti：0.09％以下、余量的fe和不可避免的杂质的钢板。

此外，对焊接方法也无需进行特别限定，可以使用激光焊接、电弧焊、等离子焊、mig等方法。

拼焊板加热步骤

将所述拼焊板以1-1000℃/秒的升温速度加热至(ae3+30℃)至(ae3+150℃)的温度范围并保持1-1000秒。

当加热温度低于ae3+30℃时，将拼焊板从加热炉转移到模具的过程中形成铁素体的可能性高，因此难以确保规定的强度，当加热温度超过ae3+150℃时，部件表面形成过多的氧化物，因此难以确保点焊性。

当升温速度小于1℃/秒时，不仅难以确保充分的生产性，而且需要过多的加热时间，因此钢板的晶粒尺寸过大，使冲击韧性降低，且部件表面形成过多的氧化物，使点焊性降低。另一方面，当升温速度超过1000℃/秒时，需要高成本的设备，因此增加制造成本。

当保持时间小于1秒时，不能使温度均匀化，并且一部分碳化物的再溶解不充分，因此可能会引发不同部位的材质差异，当保持时间超过1000秒时，与加热温度过高的情况相同，部件的表面形成过多的氧化物，因此难以确保点焊性。

热成型步骤

将经加热的所述拼焊板进行冲压成型的同时以1-1000℃/秒的冷却速度进行冷却。

当冷却速度小于1℃/秒时，形成铁素体，从而难以确保高强度，为了将所述冷却速度控制为超过1000℃/秒，需要高价的特殊的冷却设备，因此存在制造成本增加的问题。

因此，根据本发明的优选的一个实施方案，可以提供一种在不去除镀层的情况下制造拼焊板时，焊接部的硬度均匀而使得twb焊接特性优异的用于热成型的镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。

具体实施方式

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，以下实施例仅用于例示本发明以进行更详细的说明，并不用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容决定。

(实施例)

将具有下表1所示的成分组成的板坯加热至1100℃，然后在900℃下进行热精轧，并在650℃下进行收卷。之后，浸入镀浴中进行镀覆，以重量％计，所述镀浴包含si：8％、fe：2％、余量的al和不可避免的杂质，然后在下表2中记载的条件下进行分批退火来制造al-fe合金化镀覆钢板。

分析al-fe合金化镀覆钢板的al-fe合金化层并记载于下表2中。

此外，对al-fe合金化镀覆钢板的镀层是否剥离进行实验，并将其结果记载于下表2中。如下判断镀层是否剥离，即将al-fe合金化镀覆钢板以3mm的曲率半径进行v形弯曲，以使内侧角度成为60°，并将透明胶带粘贴在弯曲部后撕下，通过目视观察镀层是否被剥离。

将所述al-fe合金化镀覆钢板与具有相同厚度的6mn6钢材(以重量％计，包含c：0.06％、si：0.1％、mn：1.5％、al：0.03％、ti：0.05％、余量的fe和不可避免的杂质的钢板)进行激光焊接来制造拼焊板，然后加热至900℃并保持6分钟，然后利用平板模具进行热成型来制造热成型部件。

对所述热成型部件进行拉伸试验、焊接部拉伸试验和焊接部硬度试验，在硬度试验中，通过载荷为100g的显微维氏试验，对焊接部的板厚度的1/4t至3/4t的区域中的10个点进行了分析。

焊接部硬度偏差是通过从焊接部平均硬度减去最小硬度的值来测量。

对于点焊性，通过iso18278-2方法评价的焊接电流范围为1ka以上时表示为o，当焊接电流范围小于1ka时表示为x。

[表1]

[表2]

所述表2中，式1是所述式1和表2中，t表示加热温度(℃)，t表示在加热温度下的保持时间(小时)，hr表示升温速度(℃/小时)。

所述表2中，表层氧化层厚度是指通过辉光放电光谱仪(glowdischargespectrometer，gds)的分析获得的氧浓度分布中直至氧浓度为10重量％的位置为止的厚度。

计算扩散层和中间层各自的厚度平均值，并将扩散层和中间层各自的厚度平均值相加，并记载于所述表2中，所述扩散层形成在基础钢板的表面，所述扩散层包含0.5-12.0重量％的si，并且形成层，所述中间层形成在所述al-fe合金化层内，所述中间层包含3.0-20.0重量％的si，并且形成层。

在表2中，关于镀层是否剥离，“○”表示发生镀层的剥离，“x”表示未发生镀层的剥离。

[表3]

满足本发明的条件的发明例的情况下，热成型后可以确保1300mpa以上的拉伸强度，al-fe合金化层的未合金化的相的分数为1面积％以下，al-fe镀层的al含量为40-60％，twb焊接时焊接部没有形成al富集相，因此热成型后twb焊接部的硬度偏差为100hv以下，并且焊接部拉伸试验的结果，焊接部没有发生断裂，而在6mn6母材部发生断裂，因此可知twb焊接特性优异。此外，满足本发明的条件的发明例的情况下，可以确认热成型前不发生镀层的剥离。

作为比较例的1号的情况下，未进行分批退火，因此twb焊接特性差。

作为比较例的2号至4号的情况下，式1的值小于1，未合金化的相的分数超过1面积％，并且由于存在低熔点的al相，twb焊接时焊接部残留al富集相，从而热成型后形成低硬度相，因此twb焊接部的硬度偏差超过100hv，并且焊接部拉伸试验的结果，焊接部发生断裂。

作为比较例的2号至4号和7号的情况下，扩散层和中间层的平均厚度之和小于1μm，因此热成型前发生镀层的剥离现象。

作为比较例的9号的情况下，在大气气氛中进行分批退火，由此分批退火过程中形成的表层氧化层变厚，因此热成型部件的点焊性不良。

作为比较例的12号、15号和19号的情况下，式1的值超过20，由此不利于焊接性的扩散层和中间层的厚度增加，因此热成型部件的点焊性不良。

作为比较例的24号和25号的情况下，虽然twb焊接部特性和点焊性等优异，但c或mn的含量未达到本发明的范围，因此热成型部件的拉伸强度小于1300mpa。

图1是示出式1与twb焊接部硬度偏差的关系的图表，可知当式1满足本发明中提出的范围时，twb焊接特性优异。

图2是对1号和6号的热成型部件的twb焊接部的al分布进行epma分析的结果。比较例(1号)的情况下，可以确认twb焊接部中不均匀地分布有al含量高的相(红色)，发明例(6号)的情况下，可以确认焊接部的al含量均匀地分布。

图3是拍摄1号和6号的热成型部件的拉伸试验的断裂形状的照片。比较例(1号)的情况下，断裂位置为焊接部，发明例(6号)的情况下，断裂位置为母材，可知发明例(6号)的twb焊接特性优异。

参考以上实施例来进行了说明，但本技术领域的技术人员可以理解在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可以对本发明进行各种修改和改变。

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