CN112955572B - 具有高抗延迟断裂性的压制硬化部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及具有高抗延迟断裂性的压制硬化涂覆钢部件，涂层包含由铁扩散到预涂层的铝或基于铝的合金或铝合金中而产生的(Fe_x‑Al_y)金属间化合物，其中钢的化学组成按重量计包含：0.16％≤C≤0.42％，0.1％≤Mn≤3％，0.07％≤Si≤1.60％，0.002％≤Al≤0.070％，0.02％≤Cr≤1.0％，0.0005≤B≤0.005％，0.002％≤Mg≤0.007％，0.002％≤Ti≤0.11％，0.0008％≤O≤0.005％，其中(Ti)×(O)²×10⁷≤2，0.001％≤N≤0.007％，0.001％≤S≤0.005％，0.001％≤P≤0.025％，以及任选地选自0.005％≤Ni≤0.23％、0.005％≤Nb≤0.060％的列表中的一种或更多种元素，剩余部分为铁和不可避免的杂质，以及其中显微组织包含至少95％的马氏体。

Description

具有高抗延迟断裂性的压制硬化部件及其制造方法

本发明涉及由经加热、压制成型和快速冷却的钢板制造的钢压制硬化部件，所述钢压制硬化部件提供了高抗拉机械特性和高抗延迟断裂性。这样的压制硬化部件可以具有复杂的形状并且可以确保轿车或卡车车辆中的防侵入功能或能量吸收功能。

对于汽车工业中近期的白车身(Body in White)结构的制造，压制硬化工艺(也被称为热冲压或热压成型工艺)是用于生产具有高机械强度的钢部件的快速发展的技术，其使得可以获得重量减轻和在车辆碰撞情况下的高抵抗力。汽车部件例如保险杠、门或横梁、支柱…可以例如由该工艺来制造。

特别地从公开FR2780984和WO2008053273中已知使用镀铝预涂覆板或坯件来实施压制硬化：将可热处理的镀铝钢板切割以获得坯件，在炉中加热并快速转移至压机中，在压模中热成型并冷却。在炉中加热期间，铝预涂层与基底的钢熔合，因此形成确保保护钢表面免于脱碳和形成氧化皮的化合物。加热在使得可以获得钢基底向奥氏体的部分或全部转变的温度范围内进行。此后，奥氏体在由从压模的热提取引起的冷却步骤期间转变成诸如马氏体和/或贝氏体的显微组织成分，由此实现钢的组织硬化。此后，在压制硬化之后获得了高的硬度和机械强度。

在22MnB5钢组成的情况下，如果即使在部件的变形区域中也期望完全马氏体组织，则冷却速率必须大于50℃/秒。从约500MPa的抗拉强度开始，最终的压制硬化部件具有完全马氏体显微组织和约1500MPa的抗拉强度值。

这样的强度水平对于许多应用是令人满意的。然而，减少车辆的能耗的需求驱使通过使用机械强度甚至更高的部件(意指部件的抗拉强度可以达到1800MPa或甚至2000MPa)来寻找甚至更轻重量的车辆。高强度水平通常与压制硬化部件中完全的或非常主要的马氏体显微组织有关。认识到这种类型的显微组织具有低的抗延迟断裂性：在压制硬化之后，在以下三种因素的结合下，所制造的部件可能在一段时间之后容易出现裂纹或断裂：

-主要的马氏体显微组织；

-存在足够水平的施加应力或残余应力；

-足够量的扩散氢。该元素可以在热冲压和压制硬化的步骤之前在坯件的炉加热期间被引入：存在于炉中的水蒸气可以离解并吸附在坯件表面上。在加热预涂覆镀铝钢坯时尤其如此，由于炉气氛中的水蒸气与Al预涂层反应，产生氢，所述氢由于该元素在高温下的高溶解度而在钢基底中扩散。然而，当使压制硬化部件冷却至室温时，Al涂层起屏障的作用，因此主要地防止了氢从部件渗出。因此，如果同时满足以上条件，则最终可能发生延迟开裂。

为了解决Al预涂覆压制硬化部件的延迟断裂的问题，已经提出了严格控制加热炉的气氛以及切割坯件的条件，以使应力水平和应力强度因子水平最小化。还提出了对热冲压部件进行热后处理以允许除氢。还提出了在钢板的表面上沉积减少氢吸附的特定涂层。然而，工业上寻求更简单的工艺，该工艺期望用于避免延迟断裂的风险的材料，这将节省额外的约束和成本，并且将不需要在压制硬化工艺控制中进行改变。

因此，人们正在寻找用于制造压制硬化镀铝部件的方法，该压制硬化镀铝部件将同时提供1400Mpa至2000MPa的抗拉强度TS和相对于TS值具有高值的抗延迟断裂阈值σ_DF，即，例如σ_DF≥3×10¹⁶×TS^-4.345+100，σ_DF和TS以MPa表示。同时获得高TS和高σ_DF是特别期望的，但是难以实现。

根据标准SEP1970的指南：“用于汽车应用的先进高强度钢(Advanced HighStrength Steel，AHSS)针对生产相关的氢致脆性断裂的抵抗力的测试”来测量抗延迟断裂性。为了评估σ_DF，使包含具有10mm半径的冲孔的样品经受恒定的拉伸应力。该孔产生宏观应力集中和局部塑性变形，从而诱发可能促使延迟断裂发生的损坏。σ_DF被定义为标称测试负荷对于经受该负荷的样品截面面积的比率。σ_DF由在不同施加力下进行的测试而测量：如果在96小时测试之前发生断裂，则在较低的拉伸应力值下进行进一步测试。因此，应力水平减小直到不发生断裂。需要三个没有断裂的样品来定义作为临界值的阈值σ_DF，在该临界值下不发生延迟断裂。因此，该测试被认为是严格的且用于判别材料。

为了解决前述问题，本发明涉及具有高抗延迟断裂性的压制硬化涂覆钢部件，涂层包含由铁扩散到预涂层的铝或基于铝的合金或铝合金中而产生的(Fe_x-Al_y)金属间化合物，其中钢的化学组成按重量计包含：0.16％≤C≤0.42％，0.1％≤Mn≤3％，0.07％≤Si≤1.60％，0.002％≤Al≤0.070％，0.02％≤Cr≤1.0％，0.0005≤B≤0.005％，0.002％≤Mg≤0.007％，0.002％≤Ti≤0.11％，0.0008％≤O≤0.005％，其中(Ti)×(O)2×10⁷≤2，0.001％≤N≤0.007％，0.001％≤S≤0.005％，0.001％≤P≤0.025％，以及任选地选自0.005％≤Ni≤0.23％，0.005％≤Nb≤0.060％的列表中的一种或更多种元素，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，以及其中显微组织包含至少95％的马氏体。

根据第一实施方案，压制硬化涂覆钢包含：0.18％≤C≤0.35％。

根据第二实施方案，压制硬化涂覆钢包含：0.55％≤Mn≤1.40％。

根据第三实施方案，压制硬化涂覆钢包含Si≤0.30％。

根据一个实施方案，氧化物、碳氮化物、硫化物和氧硫化物的平均尺寸d_av小于1.7μm，并且满足条件(C1)或(C2)中的至少一者：

-(C1)：每单位面积的MgO和MgO-Al2O3颗粒的数目的总和N_{(MgO+MgO-Al2O3)}大于90个/mm²，

-(C2)：每单位面积的MgO-TixOy颗粒的数目N_(MgO-TixOy)大于100个/mm²，MgO-TixOy颗粒的平均尺寸小于1μm。

优选地，显微组织包含贝氏体和/或铁素体。

根据另一个实施方案，压制硬化涂覆钢部件的厚度为0.8mm至4mm。

根据一个实施方案，压制硬化涂覆钢部件的抗拉强度为1400MPa至2000MPa。

优选地，压制硬化涂覆钢部件的屈服应力大于1000MPa。

本发明还涉及用于制造具有高抗延迟断裂性的压制硬化涂覆钢部件的方法，所述方法包括以下顺序步骤：

-提供钢水，所述钢水包含0.16％≤C≤0.42％，0.1％≤Mn≤3％，0.07％≤Si≤1.60％，0.002％≤Al≤0.070％，0.02％≤Cr≤1.0％，0.0005≤B≤0.005％，0.002％≤Ti≤0.11％，0.001％≤O≤0.008％，其中(Ti)×(O)2×10⁷≤2，0.001％≤N≤0.007％，以及任选地：0.005％≤Ni≤0.23％，0.005％≤Nb≤0.060％，0.001％≤S≤0.005％，0.001％≤P≤0.025％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，然后

-添加Mg或Mg合金以获得具有如上所述的化学组成的钢水，温度T_添加介于T_液相线与(T_液相线+70℃)之间，然后

-以半成品的形式浇铸钢水，在Mg或Mg合金的添加与钢水的凝固开始之间经过的持续时间t_D小于30分钟，然后

-在1250℃至1300℃的温度下加热半成品以获得经加热的半成品，然后

-对半成品进行轧制以获得经轧制的钢板，然后

-用铝或基于铝的合金或铝合金预涂覆经轧制的钢板，以获得预涂覆钢板，然后

-切割预涂覆钢板以获得预涂覆钢坯，然后

-加热预涂覆钢坯以获得具有完全奥氏体组织的经加热的坯件，然后

-对经加热的坯件进行热压成型以获得热压成型部件，然后

-在将热压成型部件保持在压制工具中的同时使热压成型部件冷却，以获得具有包含至少95％的马氏体的显微组织的压制硬化涂覆钢部件。

根据一个实施方案，持续时间t_D小于1分钟。

根据另一个实施方案，持续时间t_D小于10秒。

优选地，进行预涂覆坯件的加热直至890℃至950℃的温度θ_m，并且总停留时间t_m为1分钟至10分钟。

还优选地，在具有露点为+10℃至+25℃的气氛的炉中进行预涂覆钢坯的加热。

根据一个优选的实施方案，由厚度为0.8mm至4mm的预涂覆钢板来实施制造。

优选地，实施制造使得压制硬化涂覆钢部件的抗拉强度为1400MPa至2000MPa。

优选地，实施制造使得压制硬化涂覆钢部件的屈服应力大于1000MPa。

本发明还涉及如上所述的或根据上述方法制造的压制硬化部件用于制造机动车辆的结构部件或***件的用途。

现在将参照附图在不引入限制的情况下通过实例来详细地描述和说明本发明，其中：

-图1示出了根据本发明的压制硬化部件中的颗粒群的分布尺寸。

-图2示出了参考压制硬化部件中的颗粒群的分布尺寸。

-图3示出了对于本发明的压制硬化部件和对于参考压制硬化部件作为抗拉强度的函数的延迟断裂阈值。

-图4示出了根据本发明的一个实施方案的压制硬化部件和参考压制硬化部件在膨胀法测试中的行为。

-根据本发明的另一个实施方案，图5示出了根据本发明的压制硬化部件中在含Mg颗粒的存在下，在冷却的同时发生的贝氏体形成。

现在将说明根据本发明的压制硬化部件的组成和显微组织特征。钢组成包含以下元素，或者特别地由以下元素组成，以重量表示：

-碳含量为0.16％至0.42％。该元素在压制硬化之后获得的可淬火性和抗拉强度方面起主要作用。低于0.16重量％的含量，在压制硬化之后无法达到1400MPa的抗拉强度水平TS。高于0.42重量％的含量，延迟断裂的风险将增加至必须实施昂贵的涂层或元素添加、露点控制的这样的水平。

在碳含量为0.18重量％至0.35重量％的情况下，可以在将可焊接性保持在令人满意的水平并且限制生产成本的同时稳定地获得目标特性。

-除了锰作为脱氧剂的作用之外，锰还提高可淬火性：锰的含量必须大于0.1重量％以在压机中的冷却期间获得足够低的转变开始温度Ms(奥氏体→马氏体)，这使得可以提高压制硬化部件的抗拉强度。通过将锰含量限制为3％，可以获得增加的抗延迟断裂性。锰在氢的存在下偏析到奥氏体晶界并且增加了晶间破裂的风险。0.55％至1.40％的锰含量更特别地适合于获得更高的抗应力腐蚀性。

-钢的硅含量为0.07重量％至1.60重量％：在硅含量大于0.07％的情况下，可以获得额外的硬化，并且硅有助于钢水的脱氧。然而，必须将其含量限制为1.60％以避免过度形成将损害热浸过程中的可涂覆性的表面氧化物。在这方面，硅含量优选地小于0.30％。

-铝以大于或等于0.002％的量作为在加工期间使得能够实现液态金属中的脱氧并且有助于氮的析出的元素。当其含量大于0.070％时，在炼钢期间铝可能形成粗的铝酸盐，这趋于使延展性降低。

-铬增加了可淬火性并且有助于在压制硬化之后获得期望的抗拉强度水平。高于按重量计等于1.0％的含量，铬对压制硬化部件的机械特性的均质性的影响饱和。在大于0.02％的量下，该元素有助于提高抗拉强度。

-硼在大于0.0005重量％的含量下显著提高可淬火性。通过扩散到奥氏体晶界，其通过防止磷的晶间偏析而发挥有利的影响。大于0.005％，B的效果饱和。

-镁是本发明中特别重要的元素：需要不小于0.002重量％的含量以产生每单位面积足够数目的颗粒例如MgO、MgO-Al2O3或细小的MgOTixOy，以在热压成型中部件的冷却步骤期间有效地引发贝氏体和/或铁素体形成，和/或使马氏体板条组织细化。如进一步解释的，本发明人已经证实，在这些颗粒的存在下贝氏体和/或铁素体即使以按面积分数计小于5％的量存在于马氏体基体中，也在没有明显降低拉伸应力的情况下显著提高了抗延迟断裂性。大于0.007％的镁含量导致过高的脱氧水平，因此氧含量可能过低而不能提供足够数目的对于贝氏体和/或铁素体形成和/或马氏体细化有效的颗粒。

-需要不少于0.002重量％的钛含量以与氮结合。因此，钛保护硼免于与氮结合，并且游离硼可用于提高可淬火性。钛含量不大于0.011重量％使得可以避免在液体阶段的粗碳氮化钛析出物，这将使压制硬化部件的韧性大大降低。

-氧含量不小于0.0008％使得可以产生每单位面积足够数目的氧化物，这有效地引发贝氏体和/或铁素体形成和/或马氏体细化。然而，当氧含量大于0.005％时，氧化物趋于粗化并且每单位面积的有效颗粒的数目减少。

-不仅必须单独选择钛含量和氧含量，而且还必须考虑彼此来选择钛含量和氧含量：更具体地，(Ti)×(O)²×10⁷必须不大于2，Ti含量和O含量以重量百分比表示。

当(Ti)×(O)²×10⁷大于2时，趋于更加几乎不发生粗的氧化物析出物、以及贝氏体和/或铁素体形成和/或马氏体细化。

本发明人还证实当存在颗粒的某些特征时获得了高抗延迟断裂性：

-氧化物、碳氮化物、硫化物和氧硫化物的平均尺寸小于1.7μm。通过用扫描电子显微镜对抛光的样品进行观察来测量颗粒特征的平均尺寸d_av。考虑至少2000个颗粒以获得统计学上代表性的数据。一旦确定颗粒的存在，就通过能量色散光谱法经由扫描整个颗粒来确定其性质。通过图像分析来确定每个颗粒(i)的最大(d_max(i))尺寸和最小(d_min(i))尺寸，然后通过((d_max(i))+(d_min(i))/2来计算每个颗粒的平均尺寸d_av(i)，则获得d_av作为(i)颗粒的d_av(i)的平均值，与它们的性质(氧化物、碳氮化物、硫化物或氧硫化物)无关。

-不希望受理论的束缚，据信小于1.7μm的颗粒平均尺寸增加了抗延迟断裂性，因为颗粒的更高(表面/体积)比率导致贝氏体和/或铁素体形成和/或马氏体细化的增强。此外，d_av小于1.7μm的限制有助于使在外部应力下发生断裂的风险降低。

本发明人还已经证实当满足引用为关于某些颗粒的特征的(C1)和(C2)的两个条件中的至少一者时，获得了更高的抗延迟断裂性：

-(C1)：每单位面积的MgO和MgO-Al2O3颗粒的总和N_{(MgO+MgO-Al2O3)}大于90个/mm²，

-(C2)：每单位面积的MgO-TixOy颗粒的数目N_(MgO-TixOy)大于100个/mm²，MgO-TixOy颗粒的平均尺寸小于1μm。

本发明人已经证实这些颗粒对于在热压成型期间坯件经历的热机械处理是稳定的，即，对于奥氏体区域中高达950℃的加热以及压制成型期间的变形是稳定的，因为已经观察到，这些颗粒即使在部件的最大变形区域中也没有断裂。因此，在压制硬化之前坯件中的颗粒的特征(性质、尺寸、数目)与压制硬化之后的部件上颗粒的特征(性质、尺寸、数目)相似。

不希望受理论的束缚，据信含Mg的氧化物(即，MgO、MgO-Al2O3、MgO-TixOy)对于在热压成型中的冷却步骤期间增强贝氏体和/或铁素体形成和/或马氏体细化特别有效，它进而提高了抗延迟断裂性，并且据信这些氧化物的数目必须足够高以获得积极的效果。

-氮含量大于0.001％使得如果存在Nb则可以获得Ti(CN)或Ti-Nb(VN)或Nb(CN)的析出物，这限制了奥氏体晶粒生长。然而，必须将该含量限制为0.007％以避免形成粗的氮化物/碳氮化物析出物。

过量的硫和磷趋于增加脆性。这就是为什么将硫含量限制为0.005重量％，以避免过多地形成硫化物和氧硫化物。然而，就非常低的硫含量(即，小于0.001％)没有提供明显的额外益处而言，不必要高代价地来实现其。

出于类似的原因，磷含量为0.001重量％至0.025重量％。在过量时，该元素偏析到奥氏体晶粒的接合部中并且增加了由晶间破裂引起的延迟断裂的风险。

任选地，钢组成还可以以0.005重量％至0.23重量％的含量包含镍。当位于压制硬化钢基底的表面时，Ni显著降低对延迟断裂的敏感性，主要是通过产生对抗在高温下氢渗入坯件中的屏障。当Ni含量小于0.005％时，不能存在改善。然而，由于镍添加是昂贵的，因此将其任选的添加限制为0.23％。

-钢组成还可以任选地包含铌：当以大于0.005重量％的含量存在时，Nb形成可以在坯件的加热期间有助于限制奥氏体晶粒生长的碳氮化物。然而，由于铌在热轧期间限制再结晶的能力(这增大了轧制力和制造难度)，因此其含量必须不大于0.060％。

钢组成的剩余部分为铁和由加工产生的不可避免的杂质。

现在将说明根据本发明的压制硬化部件的制造方法：

提供钢水，所述钢水包含：0.16％≤C≤0.42％，0.1％≤Mn≤3％，0.07％≤Si≤1.60％，0.002％≤Al≤0.070％，0.02％≤Cr≤1.0％，0.0005≤B≤0.005％，0.002％≤Ti≤0.11％，0.001％≤O≤0.008％，其中0.05≤(Ti)×(O)²×10⁷≤2，0.001％≤N≤0.007％，以及任选地：0.005％≤Ni≤0.23％，0.005％≤Nb≤0.060％，0.001％≤S≤0.005％，0.001％≤P≤0.025％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

在这一阶段，钢水的氧含量考虑到该含量由于通过镁进一步脱氧而可以稍微降低。

当钢是完全液态的并且此后立即开始凝固时，在钢水在钢水包、位于钢水包与连铸设备之间的中间包中，或者在位于连铸设备的上部区段处的装置中的同时，在炼钢车间进行Mg的添加。由于Mg的低沸腾温度，因此该添加优选地通过在钢水中以高进给速率供应的线材来进行。从而，将足够长度的线材浸入钢水中，并且由于铁水静压力可以抵消Mg的蒸发。由于在钢水中添加了Mg并且其与溶解氧反应，并且最终将一些预先存在的氧化物还原，MgO和/或MgO-Al2O3和/或MgO-Ti_xO_y-氧化物析出。Ti_xO_y表示诸如以下的化合物：Ti₂O₃、Ti₃O₅……。

在钢水中添加Mg时的温度T_添加介于T_液相线(钢的液相线温度)与(T_液相线+70℃)之间。如果T_添加大于(T_液相线+70℃)，则可能产生平均尺寸大于1.7μm的粗的析出物，这使抗延迟断裂性降低。

无论Mg添加的位置(钢水包、中间包或连铸设备的初始区段)如何，Mg添加与钢水的凝固开始之间经过的持续时间t_D必须不超过30分钟。否则，Mg或含Mg的氧化物的倾析可能过多，并且一旦钢凝固，这些颗粒的数目可能不足。

为了使倾析现象最小化，在中间包中进行添加，因此t_D可以小于1分钟。

为了甚至更高的最小化，以小于10秒的t_D进行添加。这可以通过浸入连铸设备的上部部分的喷嘴(例如作为本身已知的装置的中空喷射喷嘴)中的添加来实现。

一旦以半成品(例如板坯或钢锭)的形式浇铸钢，则半成品的凝固开始。以半成品的表面处的冷却速率V_s大于30℃/秒的这样的方式进行凝固。这有助于避免平均尺寸大于1.7μm的粗析出物。

此后，对所述半成品进行轧制以获得经轧制的钢板。其可以呈厚度在0.8mm至4mm的范围内的热轧钢板或进一步冷轧的钢板的形式。该厚度范围适合于工业压制硬化工具，特别是热冲压压机。

经轧制的板可以具有在所述范围内的均匀的厚度或不均匀的厚度。在后一种情况下，它可以通过本身已知的工艺(例如定制轧制)来获得。

此后预涂覆经轧制的板。在本发明的上下文中，预涂层表示施加到平钢板的表面的涂层，该涂层尚未经受热处理，该热处理紧接在热压成型之前并且引起钢扩散到预涂层中。

预涂层可以是铝或基于铝的合金(即，按预涂层的重量百分比计，铝为主要元素)或铝合金(即，在预涂层中铝按重量计大于50％)。

预涂覆钢板可以通过在约670℃至680℃的温度的浴中热浸而获得，确切的温度取决于基于铝的合金或铝合金的组成。优选的预涂层是Al-Si，其通过将板在按重量计包含以下的浴中热浸来获得：5％至11％的Si、2％至4％的Fe，任选地0.0015％至0.0030％的Ca，剩余部分为Al和由熔炼产生的杂质。该预涂层的特征特别适合于压制硬化工艺的热循环。

钢板每侧上的预涂层厚度为10μm至35μm。对于小于10μm的预涂层厚度，压制硬化之后的耐腐蚀性降低。如果预涂层厚度大于35μm，则在预涂层的外部部分中与来自钢基底的铁合金化更加困难，这增加了在紧接在压制硬化之前的加热步骤中存在液相的风险，因此增加了炉中的辊污染的风险。

此后切割在该阶段通常具有铁素体-珠光体显微组织的平预涂覆钢板以获得预涂覆钢坯，其轮廓几何形状可以与最终压制硬化部件的几何形状或多或少地复杂相关。

此后将预涂覆钢坯加热至温度θ_m。加热有利地在单区域炉或多区域炉中，即，在具有拥有其自己的加热方式和设定参数的不同的区域的后一种情况下进行。加热可以通过诸如燃烧器、辐射管、辐射电阻的装置或通过感应来进行，这些方式独立地或组合地提供。由于钢坯的组成和显微组织特征，因此不需要炉气氛的露点的昂贵的控制。因此，露点可以有利地为+10℃至+25℃。

将预涂覆钢坯加热至最高温度θ_m，该最高温度θ_m使得可以将初始的钢显微组织转变为奥氏体。

根据钢组成、涂层特征和坯件厚度范围，温度θ_m有利地为890℃至950℃，炉中的总停留时间t_m为1分钟至10分钟。在该热处理期间，通过从钢基底元素扩散，预涂层转变为压制硬化部件的表面上的涂层。该涂层包含由铁扩散到预涂层中而产生的(Fe_x-Al_y)金属间化合物。

保持在θ_m之后，将经加热的坯件迅速转移至成型压机中并进行热成型以获得部件。然后将部件保持在压制工具内以确保适当的冷却速率并避免由于收缩和相转变的非均质性而导致的变形。该部件主要通过经由与工具的热传递的传导而冷却。根据目标显微组织，工具可以包括冷却剂循环以增加冷却速率，或可以包括加热盒以降低冷却速率。因此，可以通过考虑基底组成的可硬化性通过实施这样的方式来精确地调节冷却速率。冷却速率在部件中可以是均匀的，或者可以根据冷却方式从一个区域到另一区域变化，从而使得可以实现局部增加的强度或增加的延展性特性。

为了实现高抗拉强度，压制硬化部件中的显微组织包含大于95％马氏体。根据钢组成选择冷却速率，以大于临界马氏体冷却速率。作为包含0.18％至0.24％C的硼钢的一个优选实施方案，从750℃至400℃的冷却速率大于40℃/秒。

实施例

对具有根据表1的组成的钢进行加工。组成以重量百分比表示，剩余部分为铁和不可避免的杂质。

通过在T_液相线至T_液相线+70℃的温度下添加Mg合金来对铸件进行加工，钢组成的液相线温度为约1490℃。在Mg合金的添加与钢水的凝固开始之间经过的持续时间t_D小于30分钟，除了其中t_D为45分钟的钢RB之外。

进行凝固以对于所有铸件获得大于30℃/秒的冷却速率V_s，除了其中冷却速率小于30℃/秒的钢RF之外。

将获得的半成品在1200℃至1255℃加热两个小时，然后以900℃的终轧温度进一步热轧至2.4mm的厚度。将这些经热轧的板冷轧至1.2mm的厚度，然后用Al-Si预涂覆。此后，切割预涂覆钢板以获得预涂覆钢坯。

在沿板的轧制方向观察的抛光样品上，通过分析至少2000个颗粒，通过上述方法学确定氧化物、碳氮化物、硫化物和氧硫化物群的特征。

表1-钢组成(％重量)

加下划线的值:在本发明之外

根据表2中提及的条件制造了压制硬化部件。在θ_m＝900℃时，钢的组织是奥氏体。通过将第一干燥气态流(flux)与包含水分的第二气态流混合来控制露点，第二流的相对量使得可以实现不同的露点值。根据压制硬化部件的组成和压制硬化制造工艺引用压制硬化部件：例如，IA2是指以坯件形式切割并且此后根据条件2进行压制硬化的钢IA。

表2

压制硬化部件的制造条件

在所有情况下，显微组织包含至少95％的马氏体，该量以面积分数或体积分数表示。涂层包含由铁扩散到Al-Si预涂层中而产生的(Fe_x-Al_y)金属间化合物。表3中呈现了与压制硬化部件中的颗粒有关的特征。

表3

压制硬化部件中的颗粒特征

加下划线的值：在本发明之外

n.a.：不适用

根据ISO 6892-1标准对压制硬化部件测量抗拉特性(屈服应力YS，抗拉强度TS)并记录在表4中。

如上所述，根据标准SEP 1970的指南测量了压制硬化部件的抗延迟断裂性σ_DF。使具有10mm半径的冲孔的样品在96小时期间经受恒定的拉伸应力直到最终断裂。σ_DF值也记录在表4中。

表4

压制硬化部件的机械特征

加下划线的值:在本发明之外

如图3中所示，由于σ_DF显著地超过3×10¹⁶×TS^-4.345+100MPa的值，因此根据本发明的压制硬化部件IA2至ID2显示出高抗延迟断裂性。

图1示出了压制硬化部件IA2中的颗粒的颗粒尺寸分布。大多数颗粒非常细小，平均尺寸d_av为1.1μm。

即使包含足够含量的Mg，压制硬化部件RA2也具有过高含量的Ti×(O)²，其不包含MgO和MgO-Al2O3颗粒，并且其(MgO-TixOy)颗粒的平均尺寸超过1μm。

压制硬化部件RB1具有过低含量的Mg和Al，持续时间t_D大于30分钟。存在复合(Mn-Mg)氧化物而不是MgO、MgO-Al2O3、MgO-TixOy，因此既不满足条件(C1)也不满足条件(C2)。

压制硬化部件RC2具有过高含量的Ti×(O)²，并且其颗粒的平均尺寸过大，既不满足条件(C1)也不满足条件(C2)。

压制硬化部件RD1不具有Mg并且具有过低的Si含量，因此其抗延迟断裂性不足。

压制硬化部件RE2不具有Mg并且具有过高含量的Ti×(O)²，其颗粒的平均尺寸过大，因此其抗延迟断裂性也不足。

由于其过低的Mg含量，其过高的O含量以及凝固时其过低的冷却速率，如可以从图2中看出的，RF1中颗粒的平均尺寸过大，因此既不满足条件(C1)也不满足条件(C2)。

压制硬化部件RG2不具有镁，其颗粒的平均尺寸过大，因此既不满足条件(C1)也不满足条件(C2)。

压制硬化部件RH2不具有Mg并且具有过高含量的O和Ti×(O)²，其颗粒的平均尺寸过大，因此其抗延迟断裂性不足。

压制硬化部件RI2不具有Mg，其颗粒的平均尺寸过大，因此其抗延迟断裂性也不足。

此外，图4比较了IA2(本发明)和RI2(参考)的通过膨胀测定法获得的转变曲线。这些曲线通过将样品在900℃下加热并且在750℃至400℃之间以80℃/秒的冷却速率进行冷却而获得。

在加热步骤期间，两个样品表现类似并且经历了完全奥氏体转变。在冷却步骤期间，它们的转变动力学是不同的：RI2在约400℃(马氏体转变开始的温度)之前不显示同素异形转变。因此，RI2的显微组织是完全马氏体的。相比之下，IA2在约650℃显示第一转变开始，随后在约400℃显示第二转变，表明马氏体开始。金相观察揭示在MgO和MgO-Al2O3颗粒的存在下，即使对于高达150℃/秒的冷却速率，也发生了贝氏体转变。用扫描电子显微技术获得的图5示出了这些显微组织特征。尽管在IA2中贝氏体分数小于5％，但该特征有助于获得高σ_DF值。因此，以出乎意料的方式证明了，即使没有完全马氏体转变也可以实现高抗拉值，在特定颗粒的存在下少量的贝氏体显著地有助于实现了高抗延迟断裂性。

因此，根据本发明制造的压制硬化涂覆钢部件可以有益地用于制造车辆的结构部件或***件。

Claims (19)

1.一种具有高抗延迟断裂性的压制硬化涂覆钢部件，涂层包含由铁扩散到预涂层的铝或基于铝的合金中而产生的Fe_x-Al_y金属间化合物，

其中所述钢的化学组成按重量计包含：

0.16％≤C≤0.42％

0.1％≤Mn≤3％

0.07％≤Si≤1.60％

0.002％≤Al≤0.070％

0.02％≤Cr≤1.0％，

0.0005≤B≤0.005％

0.002％≤Mg≤0.007％

0.002％≤Ti≤0.11％

0.0008％≤O≤0.005％

其中(Ti)×(O)2×10⁷≤2

0.001％≤N≤0.007％

0.001％≤S≤0.005％

0.001％≤P≤0.025％

剩余部分为铁和不可避免的杂质，

以及其中显微组织包含至少95％的马氏体，

其中，氧化物、碳氮化物、硫化物和氧硫化物的平均尺寸d_av小于1.7μm，以及其中满足条件(C1)或(C2)中的至少一者：

-(C1)：每单位面积的MgO和MgO-Al2O3颗粒的数目的总和N_{(MgO+MgO-Al2O3)}大于90个/mm²，

-(C2)：每单位面积的MgO-TixOy颗粒的数目N_(MgO-TixOy)大于100个/mm²，MgO-TixOy颗粒的平均尺寸小于1μm。

2.根据权利要求1所述的压制硬化涂覆钢，其中所述钢的化学组成按重量计还包含选自下列中的一种或更多种元素：

0.005％≤Ni≤0.23％，

0.005％≤Nb≤0.060％。

3.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢，其中

0.18％≤C≤0.35％。

4.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢，其中

0.55％≤Mn≤1.40％。

5.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢，其中

Si≤0.30％。

6.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢部件，其中所述显微组织包含贝氏体和/或铁素体。

7.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢部件，所述压制硬化涂覆钢部件的厚度为0.8mm至4mm。

8.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢部件，所述压制硬化涂覆钢部件的抗拉强度为1400MPa至2000MPa。

9.根据权利要求1或2所述的压制硬化涂覆钢部件，所述压制硬化涂覆钢部件的屈服应力大于1000MPa。

10.一种用于制造具有高抗延迟断裂性的压制硬化涂覆钢部件的方法，包括以下顺序步骤：

-提供钢水，所述钢水包含：0.16％≤C≤0.42％，0.1％≤Mn≤3％，0.07％≤Si≤1.60％，0.002％≤Al≤0.070％，0.02％≤Cr≤1.0％，0.0005≤B≤0.005％，0.002％≤Ti≤0.11％，0.001％≤O≤0.008％，其中(Ti)×(O)2×10⁷≤2，0.001％≤N≤0.007％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，然后

-添加Mg或Mg合金以获得具有根据权利要求1至5中任一项的化学组成的钢水，温度T_添加介于T_液相线与(T_液相线+70℃)之间，然后

-以半成品的形式浇铸所述钢水，在Mg或Mg合金的添加与所述钢水的凝固开始之间经过的持续时间t_D小于30分钟，所述半成品的表面处的冷却速率Vs大于30℃/秒，然后

-在1250℃至1300℃的温度下加热所述半成品以获得经加热的半成品，然后

-对所述半成品进行轧制以获得经轧制的钢板，然后

-用铝或基于铝的合金预涂覆所述经轧制的钢板以获得预涂覆钢板，然后

-切割所述预涂覆钢板以获得预涂覆钢坯，然后

-加热所述预涂覆钢坯以获得具有完全奥氏体组织的经加热的坯件，然后

-将所述经加热的坯件热压成型以获得热压成型部件，然后

-在将所述热压成型部件保持在压制工具中的同时使所述热压成型部件冷却，以获得具有包含至少95％的马氏体的显微组织的压制硬化涂覆钢部件。

11.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中，所述钢水还包含：0.005％≤Ni≤0.23％，0.005％≤Nb≤0.060％，0.001％≤S≤0.005％，0.001％≤P≤0.025％。

12.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中所述持续时间t_D小于1分钟。

13.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中所述持续时间t_D小于10秒。

14.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中进行所述加热直至890℃至950℃的温度θ_m，以及总停留时间t_m为1分钟至10分钟。

15.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中所述预涂覆钢坯的加热在具有露点为+10℃至+25℃的气氛的炉中进行。

16.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中所述预涂覆钢板的厚度为0.8mm至4mm。

17.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中所述压制硬化涂覆钢部件的抗拉强度为1400MPa至2000MPa。

18.根据权利要求10所述的用于制造压制硬化涂覆钢部件的方法，其中所述压制硬化涂覆钢部件的屈服应力大于1000MPa。

19.根据权利要求1至9中任一项所述的压制硬化涂覆钢部件或者根据权利要求10至18中任一项所述的方法制造的压制硬化涂覆钢部件用于制造机动车辆的结构部件或***件的用途。

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