CN116837295A - 耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法 - Google Patents

耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及适合作为汽车用材料的热压成型部件，更详细地，涉及耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法。本发明涉及耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法，所述热压成型部件包括基础钢板和基础钢板的至少一面上的镀锌层或镀锌合金层，其中，以重量％计，所述基础钢板包含：碳(C)：0.08～0.30％、硅(Si)：0.01～2.0％、锰(Mn)：3.1～8.0％、铝(Al)：0.001～0.5％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.0001～0.02％、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它杂质，所述热压成型部件的微细组织包含1～30面积％的残余奥氏体，并且从镀层的表层沿厚度方向0.5～1.2μm的氧化层中Mn(重量％)/Zn(重量％)的含量比为0.1以上。

Description

耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法
本申请是申请日为2017年7月7日、申请号为201780042360.X且发明名称为“耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法”的中国发明专利申请的分案申请。本申请要求享有KR10-2016-0086248的优先权。
技术领域
本发明涉及适合作为汽车用材料的热压成型部件，更详细地，涉及耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法。
背景技术
近来，为了汽车的轻量化及提高燃油效率等目的，热压成型部件(hot pressformed member)广泛利用于汽车结构部件中，并且为了实现上述目的，正在进行各种研究。
例如，专利文献1中将镀铝(Al)钢板以850℃以上进行加热后实施通过冲压(press)来进行的热压成型及急冷，从而能够确保部件的拉伸强度为1500MPa以上的超高强度。此外，通过形成Al-Fe合金化层，能够提供耐腐蚀性优异的钢板。
但是，该技术中所形成的镀覆钢板的主相为Al，因此难以获得Al的牺牲方式效果，并且没有考虑提高延展性。
因此，作为用于有效地获得热压成型部件的牺牲方式的方案，专利文献2的特征在于，在880～980℃下，将镀锌(Zn)钢材进行加热6～15分钟后，在基础钢板和镀层的界面形成缓冲层。
但是，在这种情况下，由于随着加热温度达到880℃以上而在Zn表面上形成的Zn氧化物，不仅点焊性差，而且没有考虑提高延展性，并且耐裂纹扩展性也差，难以将微细裂纹的深度抑制为10μm以下。
为了使热压成型部件适合用作汽车的耐冲击部件，不仅要确保超高强度，而且还要提高耐腐蚀性及耐裂纹扩展性和疲劳及冲击特性，因此需要开发能够实现上述目的的方案。
(专利文献1)美国授权专利第6296805号
(专利文献2)韩国公开专利第2014-0035033号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件及其制造方法，所述热压成型部件适合用作要求耐腐蚀性及耐冲击性的汽车结构部件或加强件。
技术方案
本发明的一个方面提供耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件，其包括基础钢板和所述基础钢板的至少一面上的镀锌层或镀锌合金层，其中，以重量％计，所述基础钢板包含：碳(C)：0.08～0.30％、硅(Si)：0.01～2.0％、锰(Mn)：3.1～8.0％、铝(Al)：0.001～0.5％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.0001～0.02％、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它杂质，
所述热压成型部件的微细组织包含1～30面积％的残余奥氏体，从所述镀层的表层沿厚度方向0.5～1.2μm的氧化层中Mn(重量％)/Zn(重量％)的含量比为0.1以上。
本发明的另一个方面提供制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其包括以下步骤：
准备具有上述成分组成的基础钢板后对其进行镀锌或镀锌合金处理，从而制造镀覆钢板；将所述镀覆钢板装入加热炉中，以1～1000℃/s的升温速度加热至Ac3以上，然后保持5～10000秒；从加热炉中取出经过加热及保持的所述镀覆钢板，以小于50℃/s的平均冷却速度冷却至400～650℃，然后在所述温度下进行热压成型；以及在所述热压成型后，以1℃/s以上的速度冷却至100℃以下，从而制造热压成型部件；
其中，在加热所述镀覆钢板时，最大加热温度满足超过Ac3+10℃～小于Ac3+200℃的温度区域，在冷却至所述100℃以下后，形成包含1～20面积％的残余奥氏体和余量的马氏体及贝氏体中的一种以上的微细组织。
有益效果
根据本发明能够提供拉伸强度为1300MPa以上且延展性及耐裂纹扩展性优异的热压成型部件。
此外，本发明的热压成型部件适合用作要求耐腐蚀性及耐冲击性的汽车结构部件或加强件。
附图说明
图1示出本发明的一个实施例的帽子(HAT)模样的热压成型部件的截面图。
图2示出测量本发明的一个实施例的发明例和比较例的镀层截面的照片。
最佳实施方式
本发明人对利用镀覆钢板制造热压成型部件进行了深入的研究，以提高强度，并提高延展性及耐裂纹扩展性。
其结果，确认了将所述镀覆钢板的成分组成和用于热压成型的加热及成型温度、后热处理条件等进行优化时，能够提供具有目标物理性能的热压成型部件，从而完成本发明。
利用镀锌或镀锌合金材料的常规的热压成型方法中，将上述镀覆材料以高温进行热处理，然后在该温度下实施成型，但在所述高温加热时，镀覆材料的表层上会形成大量软质的Zn氧化物，其在成型时会引起微细裂纹，因此具有热压成型部件的疲劳特性及弯曲特性变差的问题。此外，还会形成粗大的原奥氏体，并且难以充分地确保残余奥氏体作为最终热压成型部件的微细组织，因此具有不适合用作耐冲击及冲击吸收部件的问题。
因此，本发明中利用镀锌或镀锌合金材料制造热压成型部件的技术意义在于，提高上述镀覆材料的合金成分中的锰(Mn)的含量，以在用于热压成型的高温加热时，在表面上形成相对多的硬质的Mn氧化物而不是形成Zn氧化物，因此在成型时施加剪切变形的壁面镀层(例如，图1的观察面)上增加微细裂纹的数量，以此分散剪切变形应力，而且在比现有的温度低的温度区域实施热压成型，因此提高耐微细裂纹扩展性。此外，使原奥氏体的粒径微细化，并充分地确保残余奥氏体相，从而能够提高耐冲击特性。进一步地，通过后热处理工序(指本发明的回火工序)，不仅能够使所述残余奥氏体相更加稳定，并进一步提高屈服强度，而且还能够减少马氏体内的位错密度，从而能够更加提高耐冲击特性。
下面，对本发明进行详细的说明。
本发明的一个方面的目的在于提供耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件，其包括基础钢板和所述基础钢板的至少一面上的镀锌层或镀锌合金层。
所述基础钢板可以是含有一定含量的锰(Mn)的热轧钢板或冷轧钢板，更加具体而言，以重量％计，所述基础钢板优选包含：碳(C)：0.08～0.30％、硅(Si)：0.01～2.0％、锰(Mn)：3.1～8.0％、铝(Al)：0.001～0.5％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.0001～0.02％、氮(N)：0.02％以下。
下面对所述基础钢板的合金组成的限定理由进行详细的说明，此时，如果没有特别的提及，则各成分的含量是指重量％。
C：0.08～0.30％
碳(C)不仅是提高热压成型部件的强度所必需的元素，而且在本发明中有利于确保为了确保优异的延展性而必须形成的残余奥氏体，因此应当以适当范围进行添加。
当所述C的含量小于0.08％时，难以确保充分的强度及延展性，因此优选添加0.08％以上的C，但是C的含量过多而超过0.30％时，在对热轧材料进行冷轧时，所述热轧材料的强度过高，不仅会大幅降低冷轧性，而且还具有大幅降低点焊性的问题。
因此，在本发明中优选将所述C的含量限制为0.08～0.30％。
Si：0.01～2.0％
在炼钢时，硅(Si)作为脱氧剂来添加，而且硅(Si)抑制对热压成型部件的强度产生最大影响的碳化物的生成，并且在热压成型时，在生成马氏体后使碳富集在马氏体板条(lath)晶界，因此硅(Si)是有利于确保残余奥氏体的元素。
当这种Si的含量小于0.01％时，不仅无法期待上述的效果，而且无法确保钢的洁净度，并且具有在控制含量时需要过多的费用的问题。另一方面，当Si的含量超过2.0％时，在镀锌或镀锌合金时，具有大幅降低镀覆性的问题，因此不优选。
因此，在本发明中优选将所述Si的含量限制为0.01～2.0％，更优选可以添加1.5％以下，进一步优选可以添加0.7％以下。
Mn：3.1～8.0％
在本发明中锰(Mn)为非常重要的元素，所述Mn不仅能够获得固溶强化的效果，而且还起到降低Ac3温度(升温时100％相变为奥氏体的温度)并降低Ms温度(马氏体相变起始温度)的作用。尤其，本发明中在相对低的温度区域实施热压成型，此时，从加热炉中取出经过加热的材料后冷却至用于进行所述热压成型的温度时，抑制导致强度降低的原因的铁素体的形成，因此需要以充分的含量进行添加。
当所述Mn的含量小于3.1％时，无法充分地获得上述的效果，另一方面，当Mn的含量超过8.0％时，在进行热压成型之前，钢板的强度过度提高，导致作业性变差，并且即使进一步提高材料的温度，热压成型性也会降低，不仅如此，还会诱发合金成分的成本上升，从而具有降低制造竞争力的缺点。
因此，在本发明中优选将所述Mn的含量限制为3.1～8.0％，更加有利地，所述Mn的含量优选为3.5～8.0％。
Al：0.001～0.5％
在炼钢时，铝(Al)与所述Si一同起到脱氧的作用，因此是提高钢的洁净度的有效的元素。
当这种Al的含量小于0.001％时，难以获得上述的效果，另一方面，当Al的含量超过0.5％时，Ac3温度过度上升，从而具有需要更加提高用于热压成型的加热温度的问题。
因此，在本发明中优选将所述Al的含量限制为0.001～0.5％。
P：0.001～0.05％
磷(P)在钢中作为杂质存在，为了使这种P的含量小于0.001％，具有需要很多制造费用的问题，并且P的含量超过0.05％时，具有大幅降低热压成型部件的焊接性的问题，因此不优选。
因此，在本发明中优选将所述P的含量限制为0.001～0.05％，更加有利地，可以将所述P的含量限制为0.02％以下。
S：0.0001～0.02％
硫(S)在钢中作为杂质存在，并且硫(S)是阻碍热压成型部件的延展性、冲击特性及焊接性的元素，因此优选将S的含量限制为0.02％以下。但是，为了使S的含量小于0.0001％，制造费用会大幅上升，因此优选将S的下限限制为0.0001％。
因此，在本发明中优选将所述S的含量限制为0.0001～0.02％，更加有利地，可以将所述S的含量限制为0.01％以下。
N：0.02％以下
氮(N)是作为杂质包含在钢中的元素，当N的含量超过0.02％时，在对板坯进行连铸时对裂纹的产生更加敏感，而且还具有冲击特性变差的问题。
因此，在本发明中优选将所述N的含量限制为0.02％以下。但是，将所述N的含量控制为小于0.0001％时，具有制造费用大幅上升的问题，因此，优选将所述N的下限限制为0.0001％。
另外，本发明的基础钢板除了包含上述的合金成分之外，还可以进一步包含下述的元素。具体而言，优选进一步包含以下(1)至(4)中的一种以上，下面对各合金组成的限定理由进行详细的说明。
(1)含量之和为0.001～2.0％的铬(Cr)及钼(Mo)中的一种以上
(2)含量之和为0.001～0.2％的钛(Ti)、铌(Nb)及钒(V)中的一种以上
(3)含量之和为0.005～2.0％的铜(Cu)及镍(Ni)中的一种以上
(4)硼(B)：0.0001～0.01％
选自Cr及Mo中的一种以上的和：0.001～2.0％
铬(Cr)及钼(Mo)是有利于提高淬透性并通过析出强化效果确保强度及晶粒微细化的元素。当这种Cr及Mo中的一种以上的含量之和小于0.001％时，无法获得上述的效果，另一方面，当Cr及Mo中的一种以上的含量之和超过2.0％时，不仅其效果会饱和，反而会具有降低焊接性及诱发费用上升的问题，因此不优选。
因此，在本发明中添加所述Cr及Mo中的一种以上时，优选将其含量之和限制为0.001～2.0％。
选自Ti、Nb及V中的一种以上的和：0.001～0.2％
钛(Ti)、铌(Nb)及钒(V)具有通过形成微细析出物来提高热压成型部件的强度的同时通过晶粒微细化以使奥氏体稳定化及提高冲击韧性的效果。当这种Ti、Nb及V中的一种以上的含量之和小于0.001％时，难以期待上述的效果，另一方面，当Ti、Nb及V中的一种以上的含量之和超过0.2％时，不仅其效果会饱和，反而会导致合金铁费用的上升，因此不优选。
因此，在本发明中添加所述Ti、Nb及V中的一种以上时，优选将其含量之和限制为0.001～0.2％。
选自Cu及Ni中的一种以上的和：0.005～2.0％
铜(Cu)可以作为通过形成微细析出物来提高强度的元素进行添加，在单独添加所述Cu时，会导致热脆性，因此，根据需要添加镍(Ni)。当所述Cu及Ni中的一种以上的含量之和小于0.005％时，难以获得上述的效果，另一方面，当Cu及Ni中的一种以上的含量之和超过2.0％时，具有费用过度增加的问题。
因此，在本发明中添加所述Cu及Ni中的一种以上时，优选将其含量之和限制为0.005～2.0％。
B：0.0001～0.01％
即使添加少量的硼(B)也能够提高淬透性，而且硼(B)在原奥氏体晶界偏析，因此是抑制热压成型部件发生由P及/或S的晶界偏析所导致的脆性的元素。当这种B的含量小于0.0001％时，难以获得上述的效果，另一方面，当这种B的含量超过0.01％时，不仅其效果会饱和，反而具有热轧时导致脆性的问题。
因此，在本发明中添加所述B时，优选将B的含量限制为0.0001～0.01％，更加有利地，可以将B的含量限制为0.005％以下。
除上述合金成分之外的其余成分为铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中从原料或周围环境中不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法将其排除。对于通常的制造过程中的技术人员而言，这些杂质是众所周知的，因此，本说明书中并没有特别提及其所有的内容。
本发明的热压成型部件包括具有上述成分组成的基础钢板的至少一面上的镀层，此时，镀层可以为镀锌层或镀锌合金层，例如，可以为镀锌(Zn)层、镀锌(Zn)-铁(Fe)层、镀锌(Zn)-铝(Al)合金层、镀锌(Zn)-铝(Al)-镁(Mg)合金层。但是，并不限定于此。
本发明的热压成型部件的微细组织优选包含1～30面积％的残余奥氏体。
如果所述残余奥氏体的相分数小于1％，则无法确保目标水平的延展性。另一方面，当所述残余奥氏体的相分数超过30％时，虽然可以确保更加优异的延展性，但是需要为此在合金成分中添加更高含量的碳(C)或锰(Mn)，在这种情况下，具有显著降低热压成型部件的点焊性及冲击特性的问题，因此不优选。
另外，对于所述残余奥氏体的相分数在以下也会进行说明，但其可以通过热压成型的条件进行控制，在本发明提出的条件下实施热压成型后冷却时，可以形成1～20面积％的残余奥氏体相，在所述冷却之后进一步实施回火工序时，可以确保1～30面积％的残余奥氏体相。
所述残余奥氏体的分数可以通过X射线衍射分析试验计算奥氏体峰的面积来得出。
除所述残余奥氏体相之外的余量优选为马氏体及贝氏体中的一种以上，或者回火马氏体及贝氏体中的一种以上。
此外，本发明的热压成型部件的原奥氏体粒径(PAGS，Austenite Grain Size)优选为10μm以下。如果原奥氏体的粒径超过10μm时，不仅在热处理中每单位面积的如P或S等杂质在晶界上偏析(segregation)的量增加，而且还难以抑制微细裂纹的扩展，从而具有冲击特性变差的问题。
因此，所述原奥氏体的粒径优选为10μm以下，更优选为7μm以下，进一步优选为5μm以下。
所述原奥氏体的粒径越小，不仅能够减少在晶界上偏析的杂质的量，而且还有利于抑制微细裂纹的扩展，但是为了使原奥氏体的粒径小于0.1μm，具有制造费用急剧上升的问题，因此优选将原奥氏体的粒径的下限限制为0.1μm。
此外，本发明的热压成型部件的从镀层的表层沿厚度方向0.5～1.2μm的氧化层中Mn与Zn的比(Mn(重量％)/Zn(重量％))优选为0.1以上。
如上所述提高镀层的表层部内的氧化层中Mn氧化物的量，能够有效地抑制在热压成型中主要受到剪切变形的影响的侧面部(例如，图1的观察面)上产生微细裂纹。
对所述氧化层中Mn与Zn的比(Mn/Zn)的上限不作特别的限定，但为了使该值超过2.0，Mn的含量需要超过8％，在这种情况下，制造费用会上升，并且具有作业性变差的可能性。因此，优选将所述Mn与Zn之比的上限限制为2.0。
下面对本发明的另一个方面的制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法进行详细的说明。
首先，优选地，在准备满足上述合金成分的基础钢板后对其进行镀锌或镀锌合金处理，从而制造镀覆钢板。
如上所述，所述基础钢板可以为热轧钢板或冷轧钢板，并可以通过下述的方法来制造。
所述热轧钢板优选将具有上述合金成分的钢坯进行再加热后经过热精轧及收卷工序来制造。
此时，所述再加热工序中，优选将所述钢坯以1000～1300℃进行加热，当所述加热温度低于1000℃时，具有难以使板坯的组织及成分均一化的问题，另一方面，当所述加热温度超过1300℃时，具有引起过多的氧化及设备劣化的可能性，因此不优选。
之后，将经过再加热的所述板坯进行热精轧，从而制造热轧钢板。此时，优选在Ar3以上～1000℃以下实施热精轧，当所述热精轧温度低于Ar3时，会引起两相区中的轧制，从而难以控制表层的混晶组织及板的形状，另一方面，当所述热精轧温度超过1000℃时，具有热轧材料的晶粒粗大化的问题。
接下来，优选在超过Ms～750℃以下，将根据上述制造的热轧钢板以卷板形态进行收卷。此时，当收卷温度为Ms以下时，热轧材料的强度变得过高，因此，在后续进行冷轧时，具有负荷变大的问题。另一方面，当收卷温度超过750℃时，使热轧材料的晶界氧化过度，从而具有酸洗性变差的问题。
所述冷轧钢板优选将根据上述制造的热轧钢板进行酸洗及冷轧后进行退火热处理来制造。
此时，为了制造具有目标厚度的冷轧钢板，优选以10～80％的冷轧压下率实施冷轧。
为了降低根据上述获得的冷轧钢板的强度，优选在连续退火炉中实施退火热处理。此时，通过在600～900℃下实施连续退火1～1000秒，能够有效地降低钢板的强度。
另外，对酸洗处理前或者酸洗处理后且实施冷轧之前的所述热轧钢板进行分批退火(batch annealing)工序。这是为了降低热轧材料的强度，具体而言，优选在400～700℃下进行1～100小时。
优选地，对根据上述制造的热轧钢板或冷轧钢板进行镀覆处理，从而制造镀覆钢板。
对所述镀覆工序不作特别的限定，但可以为镀锌或镀锌合金。具体而言，基础钢板为热轧钢板时，可以为热浸镀锌、热浸镀锌合金或电镀锌中的任一种，但所述基础钢板为冷轧钢板时，优选进行电镀锌。例如，所述热浸镀锌合金可以为镀锌-铝合金、镀锌-铝-锰合金等。所述各镀覆工序可以以常规的条件实施，对其条件不作特别的限定。
进一步地，可以以提高镀覆粘附性为目的，在镀覆处理前实施铁(Fe)或镍(Ni)等金属涂覆。
如上所述，可以对本发明的一个实施例中获得的镀覆钢板进行热压成型，从而获得热压成型部件。
首先，优选将所述镀覆钢板加热至一定温度以上后保持。此时，优选将所述镀覆钢板装入加热炉后以1～1000℃/s的升温速度加热至奥氏体单相区以上的Ac3以上，然后保持5～10000秒。
更加优选地，以上述升温速度进行加热时，最大加热温度优选满足超过Ac3+10℃～小于Ac3+200℃的温度区域。当所述最大加热温度为Ac3+10℃以下时，即使加热至Ac3以上，在局部的C及/或Mn未偏析的区域无法实现完全的奥氏体化，从而会残存原铁素体，由此具有无法充分地提高屈服强度的问题。此外，热压成型部件的回弹(springback)会过度，从而具有难以确保形状冻结性的问题。另一方面，当所述最大加热温度为Ac3+200℃以上时，虽然易于确保充分的强度及形状冻结性，但在镀层表面会形成过多的氧化物，从而具有阻碍点焊性的问题。
因此，优选在上述的温度区域保持镀覆钢板，此时，保持时间小于5秒时，不仅无法实现完全的奥氏体化，而且难以确保表层氧化物的Mn/Zn比为0.1以上。另一方面，当保持时间超过10000秒时，表层上会形成过多的氧化物，从而具有降低点焊性的可能性。
优选地，从加热炉中取出根据上述进行加热及保持的镀覆钢板，然后冷却至用于热压成型的温度。此时，优选将冷却速度控制为小于50℃/s，为了使冷却速度为50℃/s以上，需要额外的冷却设备，这会诱发制造费用的增加，因此不优选。优选地，更优选以小于30℃/s的冷却速度实施，进一步优选以小于15℃/s的冷却速度实施。
另外，当所述冷却速度小于1℃/s时，在冷却过程中会生成铁素体，从而会降低热压成型部件的强度，因此不优选。因此，优选将所述冷却时的冷却速度的下限限制为1℃/s。
优选地，根据上述完成冷却后实施热压成型。在本发明中，为了防止微细裂纹的生成及提高耐裂纹扩展性，将所述热压成型时的温度控制为400～650℃。
通常，为了加工性及减少冲压(press)负荷，优选尽可能提高用于热压成型的温度。然而，将镀锌或镀锌合金钢板以高温进行热处理时，锌会扩散并进入晶界，导致基材铁的晶界强度降低，从而具有在热压成型部件上生成微细裂纹及所述裂纹容易扩展的问题。
因此，本发明中在实施热压成型时优选以650℃以下的温度实施，而不是常规的温度。当所述热压成型温度为650℃以下时，虽然会根据热处理温度、基材铁成分等发生变化，但晶界强度会变得比基材铁的强度高，从而在热压成型部件中能够防止微细裂纹的生成及提高耐裂纹扩展性。但是，当所述热压成型温度过低至小于400℃时，在热压成型前会诱发马氏体或贝氏体的相变，从而具有降低热压成型性的问题。
因此，在本发明中所述热压成型优选在400～650℃下进行。
优选地，在上述的温度区域进行热压成型后立即以1℃/s以上的冷却速度冷却至100℃以下，从而制造最终热压成型部件。
此时，当冷却速度小于1℃/s时，所生成的铁素体会成为最终微细组织，从而具有难以确保所期望的超高强度的问题。
通常，就22MnB5钢材而言，临界冷却速度为25℃/s以上，但本发明的钢的成分组成中添加3.1％以上的Mn，因此在1℃/s以上的慢的冷却速度下也不会生成铁素体。但是，考虑到生产性，优选以5℃/s以上，更优选以10℃/s以上的冷却速度进行冷却。对所述冷却速度的上限不作特别的限定，但从投资设备的方面考虑，优选限定为1000℃/s。
完成所述冷却后，可以得到包含1～20面积％的残余奥氏体和余量的马氏体及贝氏体中的一种以上作为微细组织的热压成型部件。
另外，还可以包括将根据上述进行冷却的热压成型部件以150～600℃进行加热后保持1～100000秒的回火步骤，这是为了提高热压成型部件的微细组织中的残余奥氏体的稳定度，如上所述进行回火处理后完成冷却时，可以得到包含1～30面积％的残余奥氏体和余量的回火马氏体及贝氏体中的一种以上作为微细组织的热压成型部件。
当所述回火时的温度低于150℃或保持时间小于1秒时，具有难以充分地确保残余奥氏体相的稳定度的问题。另一方面，当所述回火时的温度超过600℃时，不仅会发生热压成型部件的强度急剧降低的问题，而且原奥氏体的粒径生长为粗大的粒径，导致降低冲击韧性，并且由于发生由热导致的扭曲，还具有降低部件形状精密度的问题。此外，当保持时间超过100000秒时，不仅会急剧降低热压成型部件的强度，而且需要过多的时间，从而具有降低部件生产性的问题。
下面，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，需要注意的是，下述的实施例仅仅是为了例示本发明以进行更加详细的说明，而并不是为了限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定的。
具体实施方式
(实施例)
将具有下述表1中的合金组成的厚度为40mm的钢锭(ingot)进行真空熔炼，然后在1200℃的加热炉中加热1小时。之后，在900℃下进行热精轧，然后在680℃下进行收卷，从而制造最终厚度为3mm的热轧钢板，炉冷温度为680℃。
之后，对所述热轧钢板进行酸洗，然后以50％的冷轧压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。此时，仅限于所述热轧钢板的拉伸强度为1500MPa以上的情况，在所述冷轧前实施分批退火。就所述分批退火而言，以30℃/h(小时)的速度升温至600℃后保持10小时，然后以30℃/h(小时)的冷却速度冷却至常温。之后，在780℃下，将冷轧钢板进行连续退火，然后实施热浸镀锌(GI)或合金化热浸镀锌(GA)，从而制造镀覆钢板。对于部分冷轧钢板，实施电镀锌(EG)，从而制造镀覆钢板。此时，所述GI、GA及EG以通常的条件实施。
将根据上述制造的各镀覆钢板制造成如图1所示的帽子(HAT)模样的热压成型部件。此时，在保持大气气氛的加热炉中装入所述镀覆钢板，并加热至最大目标温度后保持目标时间，然后从加热炉中取出。之后，冷却至热压成型温度，然后在该温度下实施热压成型及急冷，从而制造帽子(HAT)模样的热压成型部件。所述加热、冷却、热压成型时的条件示于下述表2中。
利用各热压成型部件的试片进行拉伸试验、观察微细组织、XRD及GDS分析。拉伸试验是利用JIS 5号试片并以每分钟10mm的试验速度进行，微细组织的相分数是根据从Cu靶材(target)X射线衍射分析试验中得到的残余奥氏体(γ)和马氏体峰的积分强度并利用下述式进行计算，其结果示于下述表2中。
此外，就原奥氏体粒径(PAGS)而言，利用添加氢氟酸的蚀刻法来显现原奥氏体的晶界，然后利用图像分析程序，在基材铁厚度的1/4位置处测量5个位置的平均粒径，并求出平均值，将其结果示于下述表2中。
此外，在帽子(HAT)模样的热压成型部件中，通过光学显微镜观察从下方R＝4mm的曲面部开始到30mm的位置处为止的镀层截面，然后利用光学图像分析测量从基材铁和镀层的界面贯通基材铁的最大裂纹的深度。此时，以客户的要求为基准，将最大裂纹的深度超过10μm的判定为不良。此外，为了测量表层氧化物的Mn/Zn含量比，利用辉光放电光谱仪(GlowDischarge Spectrometer，GDS)在距离表层1μm的位置处求出平均Mn/Zn含量比的值，其结果示于下述表2中。
对于部分帽子(HAT)模样的热压成型部件，将其装入预先加热至目标温度的加热炉中实施回火后进行空冷。此时，回火条件如下述表3所示。
如上所述，利用经过回火处理的热压成型部件的试片，并通过与上述相同的方法进行拉伸试验及XRD分析，以此测量机械性能和微细组织的相(残余奥氏体)分数，并将其结果示于下述表3中。
[表1]
[表2]
(在所述表2中，TS表示拉伸强度(Tensile Strength)，El表示伸长率(Elongation)。此外，在所述表2中，除残余奥氏体的相分数之外的余量为贝氏体及马氏体中的一种以上。)
[表3]
(在所述表3中，YS表示屈服强度(Yield Strength)，TS表示拉伸强度(TensileStrength)，El表示伸长率(Elongation)。此外，在所述表3中，除残余奥氏体的相分数之外的余量为贝氏体及回火马氏体中的一种以上。)
表1的钢G为22MnB5钢的合金组成，Mn的含量低，为1.2％。另一方面，钢A至F的Mn的含量为3.1～8.0％，均满足本发明的合金组成。
如表2所示，钢种A-1至A-5为满足本发明中提出的热压成型条件的发明例，它们的残余奥氏体的相分数均为1％以上，PAGS均为10μm以下，Mn/Zn含量比均为0.1以上，所形成的最大裂纹的深度均为10μm以下。此外，在确保超高强度的同时还确保优异的伸长率。
另一方面，钢种A-6及A-7的热压成型温度高，为710℃，即使所形成的残余奥氏体相为1％以上，但可以确认最大裂纹的深度超过10μm。此外，钢种A-8为在加热后保持时的保持时间过短的情况，由于无法确保Mn/Zn的含量比为0.1以上，因此最大裂纹的深度超过10μm。
此外，钢种B-1、C-1、D-1、E-1及F-1均满足本发明中提出的热压成型条件，因此确保残余奥氏体的相分数为1％以上，PAGS为10μm以下，Mn/Zn含量比为0.1以上，并且没有观察到微细裂纹。此外，在确保超高强度的同时还确保优异的伸长率。
另外，钢种G-1的合金组成脱离本发明，并且热压成型温度也高，从而不仅没有充分地形成残余奥氏体相，而且所形成的PAGS粗大，并且Mn/Zn含量比小于0.1，导致所形成的最大裂纹的深度非常深，为28.5μm。就钢种G-2而言，即使热压成型温度满足本发明，但所形成的PAGS粗大，并且Mn/Zn含量比小于0.1，导致最大裂纹的深度超过10μm，拉伸强度为631MPa，未能确保超高强度。
图2示出对钢种B-1(发明例6)和钢种A-6(比较例1)的热压成型部件的微细裂纹进行观察的结果。
发明例6中几乎没有观察到贯通基材铁的微细裂纹，但是在比较例1中可以确认从镀层贯通基材铁的裂纹超过10μm。
如表3所示，对所制造的热压成型部件实施回火时，可以确认发明例11～26(A-3-1～F-1-1)在回火后充分地确保残余奥氏体，从而伸长率进一步提高，并且屈服强度也高。
另一方面，比较例6～9(G-1-1～G-1-4)在回火后也未能充分地形成残余奥氏体相，导致伸长率差，比较例10(G-1-5)中未能确保超高强度。

Claims (10)

1.耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件，其包括基础钢板和所述基础钢板的至少一面上的镀锌层或镀锌合金层，其中，以重量％计，所述基础钢板包含：碳(C)：0.08～0.30％、硅(Si)：0.01～2.0％、锰(Mn)：3.8～8.0％、铝(Al)：0.001～0.5％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.0001～0.02％、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它杂质，
所述热压成型部件的微细组织包含1～30面积％的残余奥氏体，从所述镀层的表层沿厚度方向0.5～1.2μm的氧化层中Mn(重量％)/Zn(重量％)的含量比为0.1以上，
所述镀锌层或镀锌合金层为选自镀锌(Zn)层、镀锌(Zn)-铁(Fe)层、镀锌(Zn)-铝(Al)合金层和镀锌(Zn)-铝(Al)-镁(Mg)合金层中的一种。
2.根据权利要求1所述的耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件，其中，所述基础钢板进一步包含以下(1)至(4)中的一种以上：
(1)含量之和为0.001～2.0％的铬(Cr)及钼(Mo)中的一种以上；
(2)含量之和为0.001～0.2％的钛(Ti)、铌(Nb)及钒(V)中的一种以上；
(3)含量之和为0.005～2.0％的铜(Cu)及镍(Ni)中的一种以上；
(4)硼(B)：0.0001～0.01％。
3.根据权利要求1所述的耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件，其中，所述热压成型部件的余量的微细组织包含马氏体及贝氏体中的一种以上，或者包含回火马氏体及贝氏体中的一种以上。
4.根据权利要求1所述的耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件，其中，所述热压成型部件的原奥氏体的粒径为10μm以下。
5.制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其包括以下步骤：
准备基础钢板后对其进行镀锌或镀锌合金处理，从而制造镀覆钢板，其中，以重量％计，所述基础钢板包含：碳(C)：0.08～0.30％、硅(Si)：0.01～2.0％、锰(Mn)：3.8～8.0％、铝(Al)：0.001～0.5％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.0001～0.02％、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它杂质；
将所述镀覆钢板装入加热炉中，以1～1000℃/s的升温速度加热至Ac3以上，然后保持5～10000秒；
从加热炉中取出经过加热及保持的所述镀覆钢板，以9.7℃/s以上～小于50℃/s的平均冷却速度冷却至400～650℃，然后在所述温度下进行热压成型；以及
在所述热压成型后，以1℃/s以上的速度冷却至100℃以下，从而制造热压成型部件；
其中，在加热所述镀覆钢板时，最大加热温度满足超过Ac3+10℃～小于Ac3+200℃的温度区域，在冷却至所述100℃以下后，形成包含1～20面积％的残余奥氏体和余量的马氏体及贝氏体中的一种以上的微细组织。
6.根据权利要求5所述的制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其中，所述基础钢板为通过包括以下步骤的方法制造的热轧钢板：在1000～1300℃下，将钢坯进行再加热处理；在Ar3～1000℃下，将经过再加热的所述钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；以及在超过Ms点～750℃以下，将所述热轧钢板进行收卷。
7.根据权利要求6所述的制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其中，所述基础钢板为通过包括以下步骤的方法制造的冷轧钢板：将所述热轧钢板进行酸洗后，以10～80％的压下率进行冷轧；以及在所述冷轧后，在600～900℃下进行连续退火1～1000秒。
8.根据权利要求7所述的制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其中，所述方法进一步包括在400～700℃下将所述热轧钢板或经过酸洗的所述热轧钢板进行分批退火1～100小时的步骤。
9.根据权利要求5所述的制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其中，所述基础钢板进一步包含以下(1)至(4)中的一种以上：
(1)含量之和为0.001～2.0％的铬(Cr)及钼(Mo)中的一种以上；
(2)含量之和为0.001～0.2％的钛(Ti)、铌(Nb)及钒(V)中的一种以上；
(3)含量之和为0.005～2.0％的铜(Cu)及镍(Ni)中的一种以上；
(4)硼(B)：0.0001～0.01％。
10.根据权利要求5所述的制造耐裂纹扩展性及延展性优异的热压成型部件的方法，其中，所述方法进一步包括将经过冷却得到的所述热压成型部件以150～600℃进行加热后保持1～100000秒的回火步骤，所述回火后形成包含1～30面积％的残余奥氏体和余量的回火马氏体及贝氏体中的一种以上的微细组织。
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