本發(fā)明涉及使用涂覆的鋼坯料熱成形部件的方法。涂覆的鋼坯料的熱成形多用于汽車行業(yè)。由這些鋼材成形的部件在將該坯料加熱至高于Ac3溫度的溫度(例如850℃至950℃的溫度)、在熱成形壓機中壓制并以高于臨界淬火速度的速度淬火后獲得高機械性質(如高強度)。在加熱前，對大多數等級而言，這些鋼材具有良好的成形性和300MPa至500MPa的抗拉強度。在熱成形過程后，這些鋼材具有非常高的抗拉強度，其可以高于1500MPa，并且現(xiàn)在最高達2000MPa。這種高抗拉強度使得熱成形產品尤其適用于汽車車輛的白車身。對于汽車而言，通常使用硼合金鋼，特別是鋼號22MnB5。熱成形通常用于直接熱成形工藝，但是也用于間接熱成形工藝。熱成形(或熱沖壓)的一般描述由A.Naganathan和L.Penter,第7章:HotStamping,inSheetMetalForming-ProcessesandApplications,(T.Altan和A.E.Tekkaya,編輯),ASMInternational,2012中給出。但是已經發(fā)現(xiàn)，使用Zn或Zn合金涂覆的鋼的熱成形容易因所述熱成形工藝形成微裂紋。該微裂紋不僅存在于涂層中，還存在于部件本身中。熱成形部件中的所述微裂紋被視為不期望的。目的/摘要本發(fā)明的一個目的是提供使用熱成形技術制造具有高機械性質的涂覆的鋼材部件的方法，該方法避免或至少減輕熱成形部件中微裂紋的發(fā)生。本發(fā)明的另一目的是提供熱成形的方法，該方法可以被汽車行業(yè)使用而無需改變目前使用的設備。根據本發(fā)明，這些目的的至少一個使用熱成形部件的方法來實現(xiàn)，其中由金屬涂覆的鋼坯料起始進行該熱成形，所述金屬涂覆的鋼坯料在爐中至少部分加熱至鋼材的Ac3溫度至1000℃的溫度，隨后將加熱的坯料輸送至熱成形壓機，加熱的坯料在該熱成形壓機中壓制以形成部件，其中所述鋼具有以重量％計的下列組成：C：0.10-0.25，Mn：1.6-2.6，Si：≤0.4，Cr：≤1.0，Al：≤0.5，P：≤0.02，S：≤0.004，O：≤0.008，N：≤0.03，B：≤0.0004以及任選地：Ti：≤0.1，Mo：≤0.5，Nb：≤0.3，V：≤0.5，Ca：≤0.05，余量是鐵和不可避免的雜質，其中該坯料在爐與熱成形壓機之間冷卻，使得該坯料當放置在該熱成形壓機中時具有最高770℃和至少450℃的溫度，并且其中該熱成形部件是至少部分馬氏體的。發(fā)明描述為了降低鋅涂覆的坯料的成形過程中發(fā)生的微裂紋的深度，發(fā)明人已經發(fā)現(xiàn)，明顯重要的是控制成形該部件時的溫度。優(yōu)選選擇成形溫度以使得存在于該涂層中的任何液體組分在成形前凝固。本發(fā)明人已經發(fā)現(xiàn)，有益的是將成形溫度進一步降低至最高770℃和至少450℃。在最高770℃的成形溫度下，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，復雜的是用通常使用的22MnB5鋼獲得完全馬氏體的基材。為了克服這一缺陷，本發(fā)明人已經提出了多種替代基材組成。本發(fā)明人要求保護的是，這些組成——其不依賴于為淬透性而與硼(B)的合金化——更少取決于成形溫度以實現(xiàn)所需機械性質。在成形和淬火后的機械性質與22MnB5相比對更大范圍的成形溫度保持高機械性質。本發(fā)明因此將向熱成形操作者(hotformer)提供更多自由，因為他可以選擇最貼合他關于成形性和微裂紋深度的要求的成形溫度，而不影響機械性質。發(fā)明人已經發(fā)現(xiàn)，當坯料置于熱成形壓機中時具有低于450℃的溫度時，所需的馬氏體的形成將是不可能的。本發(fā)明人已經發(fā)現(xiàn)，當使用其中存在較少碳和硼的鋼類型時是有利的。取代這些元素，Mn和/或Cr可用于產生具有與22MnB5鋼相同強度但具有有益的其它性質的鋼類型。此外，本發(fā)明人已經發(fā)現(xiàn)，除了C、Mn和/或Cr，以及Si，減少其它元素的量是有益的。非金屬性成分降低了該基材的均勻性，這些不均勻性可能導致機械負荷產品，尤其是具有極高機械性質的產品，如具有>900MPa的屈服強度和>1400MPa的抗拉強度的熱成形產品的局部應力集中和過早失效。鋼材中典型的非金屬性成分是TiN、BN、Fe26(B,C)6、MnS、AlN、CaS、Al2O3、P、Fe3C等等。本發(fā)明的鋼組合物旨在通過減少B、Ti、S、Ca、Al、P和其它所需化學元素的量來減少所有這些非金屬性成分的尺寸和量。目前通常使用的22MnB5基材組合物含有20至40ppm的硼(B)以改善熱成形操作過程中的淬透性。為了將這種元素保持在其功能狀態(tài)，鋼制造商向鑄件中加入鈦(Ti)以防止B形成氮化硼(BN)。Ti通常以對氮(N)的超化學計量比添加以最大程度地提高加入量的B的效率。還已知硼形成微細的Fe26(B,C)6復合析出物，這會導致基體中的局部應力集中。因此，本發(fā)明人已經從鋼組合物中除去B以限制硼基非金屬性成分的存在。為了補償減少B的量造成的淬透性損失，本發(fā)明人添加錳(Mn)和/或鉻(Cr)。Mn因其與鐵基體的相容性而是有利的金屬性成分。此外，加入Mn降低了鋼基材的Ac1和Ac3溫度。這意味著，可以采用更低的爐溫以在熱成形前奧氏體化該基材。本發(fā)明的組合物表現(xiàn)出與通常使用的22MnB5相比Ac3降低大約25℃。降低爐溫在經濟和環(huán)境上是有利的，并還開拓了對Zn、Zn合金或Al和Al合金涂層的新的工業(yè)機會。對Zn合金涂層，通常已知的是提高的爐溫降低了熱成形產品的腐蝕性能。對于Al或Al合金涂層，已知高爐溫降低了該組件的可焊性。能夠采用較低爐溫的鋼組合物因此是有利的，相對于通常使用的22MnB5而言。與B相比，Mn確實通過固溶強化強化了該基材。此外，加入Mn還降低了Ms溫度，這意味著將發(fā)生更少的(自)回火，并且因此該基材將具有在室溫下更高的馬氏體強度。本發(fā)明的組合物的Ms溫度與通常使用的22MnB5相比低大約25℃。由于這兩種強化機制，本發(fā)明人宣稱，他們可以減少用于熱成形的鋼基材中碳(C)的量，并獲得類似于使用22MnB5所實現(xiàn)的強度水平。降低C的量有利于防止熱成形工藝步驟中在(自)回火過程中形成Fe3C。Fe3C析出物可以在機械負荷期間引入局部不均勻性和應力集中，導致產品的過早失效。此外，由于本發(fā)明的鋼基材中較低的C含量，熱成形產品的點焊性將得到改善。類似于Mn，Cr提高了淬透性，并且其還降低了Ms溫度。此外，Cr通過固溶強化有助于該基材的強度。Si也給出了固溶強化貢獻。此外，Si因其在碳化物中的弱溶解度而阻止了(自)回火。硫(S)是在鋼基材中發(fā)現(xiàn)的常見元素。鋼制造商采用各種脫硫方法以降低S的量，因為其會在連鑄過程中導致熱脆性。S還會與錳(Mn)一起析出以形成軟的MnS夾雜物。在熱軋和隨后的冷軋過程中，這些夾雜物是細長的，并形成相對大的不均勻性，這可導致過早失效，尤其是當在切向方向上負荷時?？梢蕴砑逾}(Ca)以球化含S夾雜物和盡量減少細長夾雜物的量。但是，CaS夾雜物的存在仍將導致基體中的不均勻性。因此，最好是減少S。鋁(Al)通常以對氧(O)的超化學計量比添加到鋼中，以便通過形成氧化鋁Al2O3來減少游離O的可用量，從而防止連鑄過程中一氧化碳(CO)的形成。形成的Al2O3通常在液體鋼頂部形成熔渣，但是可以在鑄造過程中捕集在凝固的鋼中。在隨后的熱軋和冷軋過程中，該夾雜物將變成分段的并形成非金屬的夾雜物，這在機械負荷該產品時導致過早斷裂。超化學計量比的Al以氮化鋁(AlN)形式析出，這也導致在鋼基體中的局部不均勻性。優(yōu)選地，使用了如權利要求2或3所述的更有限的元素量。將清楚的是，權利要求2和3中規(guī)定的更有限的元素量提供了其中進一步降低鋼基材中非金屬性成分的數目的鋼。例如，超化學計量比的Ti將形成鈦氮化物，其已知是堅硬的、不可變形的夾雜物。通過限制Ti和N的量，限制了TiN夾雜物。權利要求3顯示有可能使用其中不添加硼的用于熱成形的鋼，使得鋼中的硼將僅作為不可避免的雜質存在。盡管將作為雜質存在的硼的量將取決于煉鐵工藝中使用的原材料并且還取決于煉鋼工藝，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)目前獲得的硼的雜質水平具有0.0001重量％或1ppm的最大值。根據一個優(yōu)選實施方案，該鋼含有Mn+Cr≥2.5重量％，優(yōu)選Mn+Cr≥2.6重量％。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，Mn與Cr結合應當高到足以提供熱成形部件的所需強度。該板坯在軋機中的降低的成形溫度減少了對軋機中先進的冷卻技術的需要。降低的成形溫度還降低了在成形工具上的熱負荷，并因此改善了工具壽命。優(yōu)選地，該金屬涂覆的鋼坯料具有包含鋅或鋅基合金的層的金屬涂層。鋅或鋅基合金涂覆的坯料在汽車行業(yè)是優(yōu)選的，以便改善使用期內的腐蝕性能。根據一個優(yōu)選實施方案，該金屬涂層是通過熱處理鋅層獲得的鐵-鋅擴散涂層，該鋅層包含Al＜0.18重量％和Fe＜15重量％，余量是鋅和痕量的其它元素，該金屬涂層優(yōu)選具有每側5至15微米的厚度，更優(yōu)選每側6至13微米的厚度。該鋅預涂層提供良好的腐蝕性能。根據進一步優(yōu)選的實施方案，該金屬涂層包含0.5至4重量％的Al和0.5至3.2重量％的Mg，余量是鋅和痕量的其它元素，該金屬涂層優(yōu)選具有每側5至15微米的厚度，更優(yōu)選每側6至13微米的厚度。該預涂層提供甚至更好的腐蝕性能。優(yōu)選將該金屬涂覆的鋼坯料至少部分加熱到850至950℃、更優(yōu)選850至900℃的溫度。在這些溫度下，該鋼坯料足夠快地奧氏體化。根據一個優(yōu)選實施方案，在其中至少部分所述坯料達到所需奧氏體化溫度的時間段再加額外的10至600秒的過程中，將該涂覆的鋼坯料在爐中加熱。該時間段適于加熱具有用于汽車應用的通常厚度的鋼坯料。優(yōu)選地，該坯料在置于熱成形壓機中時具有至少480℃的溫度，優(yōu)選至少500或520或550或580或600或620℃的溫度。當置于熱成形壓機中時，當坯料具有低于450℃的溫度時，如馬氏體的所需形成將是不可能的。有可能使用高于450℃，如480℃的溫度，但是本發(fā)明人已經發(fā)現(xiàn)，鋅涂覆的鋼坯料置于熱成形壓機中的溫度越高，在熱成形部件的變形部分中微裂紋的深度將越大。優(yōu)選地，該坯料在置于熱成形壓機中時具有最高750℃的溫度，優(yōu)選最高725或700或680或650℃的溫度。置于熱成形壓機中的鋼坯料的最高溫度將確保熱成形部件中的微裂紋不會過深。根據一個優(yōu)選實施方案，該坯料在最多20秒的時間段內、優(yōu)選在最多15秒的時間段內、更優(yōu)選在最多12秒的時間段內、甚至更優(yōu)選在最多10秒的時間段內、最優(yōu)選在最多8秒的時間段內由該爐輸送至該熱成形壓機。這樣短的輸送時間提供了僅氧化至有限程度的鋅涂覆的鋼坯料?？梢栽O想，通過強制冷卻在該爐與該熱成形壓機之間至少部分冷卻該坯料，優(yōu)選在強制冷卻過程中以至少20℃/秒的平均冷卻速度、更優(yōu)選在強制冷卻過程中以至少30℃/秒的平均冷卻速度、甚至更優(yōu)選在強制冷卻過程中以至少40℃/秒的平均冷卻速度、再更優(yōu)選在強制冷卻過程中以至少50℃/秒的平均冷卻速度、最優(yōu)選在強制冷卻過程中以至少60℃/秒的平均冷卻速度強制冷卻。此類冷卻速率使得能夠在幾秒鐘內冷卻該坯料，使得該爐與該熱成形壓機之間的輸送時間保持短暫。強制冷卻通常使用強制空氣冷卻或金屬冷卻板來進行，但是也可能使用其它強制冷卻方式。本發(fā)明還包括使用上述方法制得的產品。該產品具有通過該熱成形方法提供的機械性質，如汽車或其它目的所需。優(yōu)選地，如上所述的產品用在機動車輛中。為此，還必須考慮機械性質之外的其它性質，如該產品的可焊性。實施例在實施例中將參考附圖描述本發(fā)明。圖1顯示了隨坯料在熱成形壓機中的時間和溫度而改變的微裂紋深度。圖2顯示了不同情況下的微裂紋深度。圖3顯示了預冷卻區(qū)域的尺寸和橫截面的位置(虛線)。圖4顯示了B柱的外垂直壁中的裂紋。圖5顯示了與對比材料ID0322相比，本發(fā)明的鋼ID0083在涂層正下方不顯示鐵素體的形成。圖6顯示了在常規(guī)22MnB5材料中在該涂層下方硼的耗竭。圖7顯示了使用不同基材和溫度的熱成形部件的硬度。通過用鋅涂覆的22MnB5進行各種熱成形試驗并在成形前強制冷卻加熱的坯料，本發(fā)明人已經證明了成形溫度對微裂紋深度的效果。將具有130克/平方米ZnFe涂層的1.65毫米規(guī)格的坯料在爐中加熱至900℃數分鐘，從爐中取出并輸送至使用壓縮空氣將該坯料冷卻至所需溫度的冷卻間。在強制冷卻后，將該坯料輸送至壓機并成形為具有垂直壁的凹帽頭(tophat)形狀，拉延深度為50毫米，模具圓角半徑為2.1毫米。所用拉伸間隙和間隔等于坯料厚度+0.15毫米。強制冷卻在1-3秒內發(fā)生，取決于所需成形溫度。由爐至壓機的總輸送時間為10秒。在整個輸送過程中用高溫計監(jiān)控該過程。已經記錄了各受試樣品的橫截面中發(fā)現(xiàn)的最大裂紋深度并繪制在圖1中。圖1中的結果顯示，當在800℃下開始成形時，對于短的總爐停留時間，裂紋深度非常大。這是因為在此類停留時間后存在于該涂層中的相的凝固溫度為～782℃，并且在800℃下開始的成形因此將導致液體金屬輔助開裂。當坯料冷卻至770℃，略低于涂層的凝固溫度時，裂紋深度變得幾乎與爐時間無關，但仍然較大。進一步降低成形溫度導致裂紋深度的進一步降低。如在圖2中可見，已經證實本發(fā)明對多種Zn涂層和幾何形狀有效。為了證明本發(fā)明的鋼的優(yōu)點，來自2種類型的工業(yè)鋅涂覆鋼(參見表1和2)的樣品以55毫米的拉延深度熱成形到B柱形狀的模具中。表1：所用鋼材料的細節(jié)鋼ID等級厚度(毫米)涂層008322MnB5(對比)1.5GA0322發(fā)明1.5GA表2：所用鋼材料的組成由于預冷卻設備的尺寸限制，如圖3中所示，僅一部分B柱被預冷卻。該部分因高變形度而對微裂紋形成最為敏感。該樣品在爐中在900℃下加熱總計3分鐘。隨后，樣品在10秒內輸送至壓機并成形。取決于所需軋制溫度，在輸送過程中，該部件在預冷卻室中預冷卻2-3秒。在具有高變形度的區(qū)域中，制造橫截面以觀察裂紋深度和基材顯微結構(參見圖3)。該分析的結果在圖4和圖5中給出?？梢杂^察到，在兩種鋼中，裂紋深度均顯著降低。在圖5中可以看出，通過本發(fā)明的鋼帶來的改進超出對比的鋼。這里可以看出，對比鋼受困于該涂層正下方的馬氏體+鐵素體帶。這種不均勻的基材帶使得該基底更易于失效，并且因將硼拉至表面的富氧氣氛造成的表面處的硼耗竭所導致。這種表面處的硼富集和FeZn涂層下方的硼耗竭通過對比22MnB5材料在圖6中的GDOES狀況來顯示?？梢郧宄乜闯?，在表面處，硼含量急劇提高，而在該涂層下方，硼含量遠低于該基材的整體含量。本發(fā)明的鋼材的淬透性不依賴于硼，因此并未受困于該問題。為了進一步證實本發(fā)明的基材組成的相關性，本發(fā)明人已經將多種組合物澆鑄成25千克的鑄錠。這些鑄錠隨后以900℃的終點溫度熱軋，卷取溫度為630℃，熱軋規(guī)格為4毫米。隨后對該帶材進行酸洗，并冷軋至1.5毫米規(guī)格。采用膨脹法測定該組合物的Ac3溫度、Ms溫度和臨界冷卻速率。對于這些試驗，將樣品在Bahr805A膨脹計中加熱至900℃的溫度，以15℃/秒的平均加熱速率由室溫加熱至最高650℃，并以3℃/秒的平均加熱速率由650℃加熱至900℃。在900℃下均熱3分鐘后，將樣品以各種冷卻速率淬火以確定該基材完全轉變成馬氏體時的臨界冷卻速率。對各種化學組成在表1中給出了獲得的數據。數據顯示，有可能獲得與22MnB5相比類似的臨界冷卻速率而不使用元素B。還顯示了Ms與Ac3溫度降低。這些溫度的降低分別有益于降低自回火和爐溫。表3：具有Ms和Ac1溫度與CCR的組合物ID組成CMnSiCrAlSPNTiBOMsAc3CCRwt％wt％wt％wt％wt％wt％wt％ppmwt％ppmwt％℃℃℃/s6A2.0Mn0.1901.970.20.000.0190.00270.00843<0.005<3<0.005n.a.810>1306B2.2Mn0.1902.160.20.000.0150.00270.00843<0.005<3<0.005n.a.805607A2.0Mn-0.3Cr0.1901.990.20.300.0160.00270.00947<0.005<3<0.005n.a.805557B2.0Mn-0.6Cr0.1901.970.20.590.0140.00260.00935<0.005<3<0.005375805358A1.8Mn-0.6Cr0.1901.790.20.600.0210.00300.00940<0.005<3<0.005n.a.805608B2.2Mn-0.6Cr0.1852.170.20.600.0190.00250.00934<0.005<3<0.005370800209A1.6Mn-0.8Cr0.1901.590.20.810.0210.00230.00955<0.005<3<0.005n.a.810659B1.8Mn-0.8Cr0.1901.790.20.770.0190.00210.00952<0.005<3<0.005375805351A22MnB50.2301.170.2380.200.0110.00400.009290.02126<0.00540083030采用通常的測量設備，Ti和B的量不能更精確的測量，由此顯示在表3中。該表顯示Ti的量足夠低。O的量并未測量，但是對于此類鋼類型是已知的，該量在實驗室樣品中小于50ppm。在這些鋼類型的商用全規(guī)模生產過程中制得的鋼已經顯示含有低于30ppm的O。當并未向鋼中添加硼時，在實驗室條件下制得的其它測試樣品顯示含有1至3ppm的B。硼量的這種變化可以解釋為先前生產過含硼鋼的煉鋼設備的輕微污染。并未向其中添加硼的這種類型的鋼的商用全規(guī)模生產含有小于2ppm的硼的量；通常測量小于1ppm的硼的量。為了描述在本發(fā)明的基材與通常使用的22MnB5之間的差別，本發(fā)明人在3800中進行高溫變形試驗以評估成形溫度對機械性質的影響。這些試驗模擬了可能在熱成形工藝過程中發(fā)生的變形。1.5毫米厚的不同化學組成的樣品以7.5℃/秒的平均加熱速率加熱至900℃，并在該溫度下保持3分鐘。隨后將該樣品冷卻至所需成形溫度并以2s-1的應變速率應變至20％伸長率。在變形結束后，樣品以40-70℃/秒的冷卻速率淬火。測量該樣品的所得硬度，這些結果繪制在圖7中。結果表明，當使用22MnB5時，對于這些試驗條件而言，在整個溫度范圍上不可能確保超過450HV的硬度。在650℃和700℃的成形溫度下，22MnB5的硬度與750℃相比低接近25HV，與基于其碳水平所預期的相比低接近40Hv。這估計等于75-125MPa(1MPa～3.2HV)的強度降低。在用光學顯微鏡檢查時，對這些22MnB5樣品觀察到提高的鐵素體量?；跓o硼合金化概念的本發(fā)明的基材顯示了作為成形溫度的函數更恒定的硬度，并因此更適于用在意欲降低微裂紋深度的工藝中。為了證實非金屬性成分的不存在對機械性質的有益影響的效果，本發(fā)明人進行了熱成形試驗。將1.5毫米規(guī)格的鋼坯料以5分鐘的總爐時間加熱至900℃。將該坯料從爐中取出，在10秒內輸送至壓機，并在大約780℃的溫度下在平板工具之間進行壓制。所得機械性質表明，即使本發(fā)明的基材的碳水平較低，屈服強度(RP)_和抗拉強度(Rm)類似于通常使用的22MnB5。由于減少數量的非金屬性成分，與通常使用的22MnB5相比，本發(fā)明的基材均具有更高的總伸長率。這顯示在表4中。表4：各種基材的機械性質鑄件:爐T輸送時間RpRmAgA[No.][℃][s][MPa][MPa][％][％]6A2.0Mn9008112615364.06.96B2.2Mn9008110915513.97.17A2.0Mn-0.3Cr9008111115193.76.37B2.0Mn-0.6Cr9008111915444.17.38A1.8Mn-0.6Cr9008113315253.86.68B2.2Mn-0.6Cr9008113715504.17.09A1.6Mn-0.8Cr9008115815543.86.59B1.8Mn-0.8Cr9008114715663.76.41A22MnB59008113715553.76.0當前第1頁1 2 3