CN118176315A - 热冲压部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种热冲压部件，所述热冲压部件包括基体钢板，所述基体钢板包含：0.28重量％至0.50重量％的碳(C)，0.15重量％至0.7重量％的硅(Si)，0.5重量％至2.0重量％的锰(Mn)，0.03重量％或更少的磷(P)，0.01重量％或更少的硫(S)，0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)，0.001重量％至0.005重量％的硼(B)，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中的至少一种，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；其中，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)的含量满足以下公式。<公式>0.015≤0.33(Ti+Nb+0.33(Mo))≤0.050。

Description

热冲压部件
技术领域
本发明涉及热冲压部件。
背景技术
随着世界各地环境法规和燃料经济性法规的加强，对更轻质车辆材料的需求与日俱增。因此，正在积极进行对超高强度钢和热冲压钢的研究和开发。其中，热冲压工艺包括加热/成形/冷却/修整，并且利用工艺过程中材料的相变和微观结构的变化。
近来，积极进行研究以改善在通过热冲压工艺制造的热冲压构件中存在的延迟断裂、耐腐蚀性和焊接性。作为相关技术，存在韩国申请公开No.10-2018-0095757(发明名称：制造热冲压构件的方法)。
发明内容
技术问题
本发明的实施方案提供了一种具有改善的冲击性能的热冲压部件。
然而，这些问题是示例性的，本发明的范围并不限于此。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供了一种热冲压部件，所述热冲压部件包括基体钢板，所述基体钢板包含：0.28重量％至0.50重量％的量的碳(C)，0.15重量％至0.7重量％的量的硅(Si)，0.5重量％至2.0重量％的量的锰(Mn)，0.03重量％或更小的量的磷(P)，0.01重量％或更小的量的硫(S)，0.1重量％至0.6重量％的量的铬(Cr)，0.001重量％至0.005重量％的量的硼(B)，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中的至少一种，余量的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质；其中，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)的含量满足以下公式。
<公式>
0.015≤0.33(Ti+Nb+0.33(Mo))≤0.050
在示例性实施方案中，在纳米压痕测试所观察到的对于200nm至600nm的压痕深度而言的压痕应变率中，压痕动态应变时效的数量可以为25至39。
在示例性实施方案中，基体钢板可以包含分布有多个板条结构的马氏体结构。
在示例性实施方案中，多个板条的平均间距可以为30nm至300nm。
在示例性实施方案中，热冲压部件可以进一步包含分布在基体钢板中的细小析出物，细小析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中至少一种的氮化物或碳化物。
在示例性实施方案中，每单位面积(100μm2)分布的细小析出物的数量可以为25000以上并且在30000以下。
在示例性实施方案中，细小析出物中的每单位面积(100μm2)分布的TiC基析出物密度可以为20000(个/100μm2)至35000(个/100μm2)或更小。
在示例性实施方案中，细小析出物的平均直径为0.006μm或更小。
在示例性实施方案中，具有10nm或更小直径的细小析出物的比例可以为90％或更大。
在示例性实施方案中，具有5nm或更小直径的细小析出物的比例可以为60％或更大。
在示例性实施方案中，热冲压部件的V形弯曲角可以为50°或更大。
在示例性实施方案中，热冲压部件的抗拉强度可以为1680MPa或更大。
在示例性实施方案中，热冲压部件的活性氢的量可以为0.5wppm或更小。
有利效果
根据如上所述的本发明的实施方案，可以实现热冲压部件。当然，本发明的范围不受这些效果的限制。
附图说明
图1示出了透射电子显微镜(TEM)图像，其示出根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的一部分。
图2示出了根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的根据纳米压痕测试的负荷-位移图。
图3示出了说明图2中部分A的锯齿行为的放大图。
图4示出了测量压痕动态应变时效的图。
图5示出了说明图4中要放大的部分B的放大图。
图6示出了说明如下机制的示意图：根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的根据位错在板条和板条边界处的移动的压痕动态变形时效的机制。
具体实施方式
由于本发明可以应用各种变化并且可以具有各种实施方案，所以具体实施方案将示于附图中并在具体实施方式中加以详细描述。参考下文结合附图详细地描述的实施方案，本发明的效果和特征以及实现它们的方法将变得显而易见。然而，本发明并不限于下文公开的实施方案，而是可以以各种形式实施。
在下文中，将参考附图详细地描述本发明的实施方案，并且在参考附图进行描述时，相同或相应的组成部分被赋予相同的附图标记，将省略对其重复描述。
在本说明书中，诸如第一、第二等的术语用于在不限制含义的情况下将一个组成部分与另一个组成部分区分开。
在本说明书中，单数表述包括复数表述，除非上下文另有明确规定。
在本说明书中，术语包含或具有意指存在说明书中所描述的特征或组成部分，并且未预先排除可添加一个或多个其他的特征或组成部分的可能性。
在本说明书中，当说起诸如膜、区域或组成部分的部分位于另一个部分上时，不仅包括所述部分是直接在所述另一个部分上的情况，还包括在它们之间插有另一个膜、区域、组成部分等的情况。
在本说明书中，当使膜、区域或组成部分连接时，这包括使膜、区域和组成部分直接连接的情况，和/或在间接连接的膜、区域和组成部分之间***有其他的膜、区域和组成部分的情况。例如，在本说明书中，当说起使膜、区域、组成部分等电连接时，是指使膜、区域或组成部分直接电连接的情况和/或使其间***有另一个膜、区域或组成部分而间接电连接的情况。
在本说明书中，“A和/或B”是指A、B或者A和B。“A和B中的至少一种”表示A、B或者A和B的情况。
在本说明书中，在某些实施方案以其他方式可实行的情况下，可以执行与所描述的顺序不同的特定工艺顺序。例如，连续描述的两个过程可以基本上同时执行，或者可以以与所描述的顺序相反的顺序执行。
在附图中，为了便于说明，可以放大或缩小组成部分的尺寸。例如，因为将附图中所示的每个组成部分的尺寸和厚度任意地显示以便于说明，所以本发明并非一定限制于所示的那样。
图1示出了透射电子显微镜(TEM)图像，其示出根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的一部分。
参考图1，热冲压部件可以包括基体钢板。基体钢板可以是通过在板坯上进行热轧过程和/或冷轧过程以包含预定含量的预定合金元素而制得的钢板。在一个实施方案中，基体钢板可以包含碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、磷(P)、硫(S)、铬(Cr)、硼(B)、余量的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质。此外，在一个实施方案中，基体钢板可以进一步包含钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中的至少一种作为添加剂。在另一个实施方案中，基体钢板可以进一步包含预定量的钙(Ca)。
碳(C)在基体钢板中起到奥氏体稳定元素的作用。碳是决定基体钢板的强度和硬度的主要元素，添加碳的目的是确保基体钢板的抗拉强度和屈服强度(例如1680MPa或更大的抗拉强度和950MPa或更大的屈服强度)并确保在热冲压工艺之后的淬硬性特性。基于基体钢板的总重量，碳的含量可以为0.28重量％至0.50重量％。当碳含量小于0.28重量％时，难以确保硬质相(马氏体等)，因此难以满足基体钢板的机械强度。相反，当碳含量超过0.50重量％时，可能会导致基体钢板的脆性或弯曲性能降低的问题。
硅(Si)在基体钢板中起到铁素体稳定元素的作用。硅(Si)作为固溶强化元素改善了基体钢板的强度，并且通过抑制低温域中碳化物的形成来改善奥氏体的碳浓度。此外，硅是在热轧、冷轧、热压、热压结构均匀化(珠光体、锰偏析区控制)和铁素体精细分散中的关键元素。硅用作马氏体强度不均匀控制元素，以改善碰撞性能。基于基体钢板的总重量，硅的含量可以为0.15重量％至0.7重量％。当硅的含量小于0.15重量％时，难以获得上述效果，可能在最终的热冲压马氏体结构中发生渗碳体形成和粗化，基体钢板的均匀性效果不显著，并且可能无法确保V形弯曲角。相反，当硅的含量超过0.7重量％时，热轧负荷和冷轧负荷增加，热轧红色氧化皮变得过多，并且基体钢板的镀覆性质可能下降。
锰(Mn)在基体钢板中起到奥氏体稳定元素的作用。添加锰是为了在热处理过程中提高淬硬性和强度。基于基体钢板的总重量，锰的含量可以为0.5重量％至2.0重量％。当锰的含量小于0.5重量％时，淬硬性效果不足，因此在热冲压后的成型品中的硬质相份数可能由于淬硬性不足而不足。另一方面，当锰含量超过2.0重量％时，延展性和韧性可能由于锰偏析或珠光体带而降低，这可能导致弯曲性能降低并且可能产生不均匀的微观结构。
基于基体钢板的总重量，磷(P)的含量可以大于0重量％且小于或等于0.03重量％，以防止基体钢板的韧性下降。当磷的含量超过0.03重量％时，可能形成磷化铁化合物从而使韧性和焊接性下降，并且在制造过程中可能在基体钢板中出现裂纹。
基于基体钢板的总重量，硫(S)的含量可以大于0重量％且在0.01重量％以下。当硫含量超过0.01重量％时，热加工性、焊接性和冲击性质下降，并且可能由于形成大的夹杂物而出现诸如裂纹的表面缺陷。
添加铬(Cr)的目的是改善基体钢板的淬硬性和强度。铬使得可以细化晶粒并通过析出硬化来确保强度。基于基体钢板的总重量，铬的含量可以为0.1重量％至0.6重量％。当铬含量小于0.1重量％时，析出硬化效果不好，相反，当铬含量超过0.6重量％时，Cr基析出物和基质固溶体的量增加，导致韧性降低并且由于成本增加而使生产成本增加。
添加硼(B)的目的是通过抑制铁素体、珠光体和贝氏体转变以确保马氏体结构来确保基体钢板的淬硬性和强度。此外，硼在晶界处偏析从而降低晶界能量来使得淬硬性提高，并且通过提高奥氏体晶粒生长温度而具有晶粒细化的效果。基于基体钢板的总重量，硼的含量可以为0.001重量％至0.005重量％。当所包含的硼在上述范围内时，可以防止硬质相中的晶界脆性，并且确保高的韧性和弯曲性。当硼含量小于0.001重量％时，淬硬性效果不足，相反，当硼含量超过0.005重量％时，固溶性低，因此其根据热处理条件容易在晶界处析出，这可能导致淬硬性下降或高温脆化，并且韧性和弯曲性可能由于硬质相中的晶界脆性而下降。
另一方面，在根据本发明示例性实施方案的基体钢板中可以包含细小析出物。构成基体钢板所包含的一些元素的添加剂可以是有助于形成细小析出物的氮化物或碳化物形成元素。
添加剂可以包括钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中的至少一种。钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)可以形成氮化物或碳化物形式的细小析出物，从而确保经热冲压和淬火的构件的强度。此外，这些元素包含在Fe-Mn基复合氧化物中，起到氢捕获位点的作用以有效改善抗延迟断裂性，并且是改善抗延迟断裂性所需的元素。
更详细地，添加钛(Ti)的目的可以是通过在热压热处理后形成析出物来增强晶粒细化并改善材料，并且可以通过在高温下形成诸如TiC和/或TiN的析出相来有效地有助于奥氏体晶粒的细化。基于基体钢板的总重量，钛的含量可以为0.025重量％至0.045重量％。当所包含的钛在上述含量范围内时，可以防止析出物的不良性能和粗化，易于确保钢的物理性质，并且防止在钢的表面上出现诸如裂纹的缺陷。另一方面，当钛的含量超过0.045重量％时，析出物可能粗化，导致伸长率和弯曲性降低。
添加铌(Nb)和钼(Mo)的目的是依靠于马氏体板条束尺寸的减小来使强度和韧性提高。基于基体钢板的总重量，铌的含量可以为0.015重量％至0.045重量％。此外，基于基体钢板的总重量，钼的含量可以为0.05重量％至0.15重量％。当所包含的铌和钼在上述范围内时，钢材的晶粒细化效果在热轧和冷轧过程中是优良的，并且可以在炼钢/铸造过程中防止板坯开裂以及产品脆性断裂，而且使得炼钢中粗析出物的产生最小化。
在示例性实施方案中，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)的含量可以满足以下＜公式＞。
<公式>
0.015≤0.33(Ti+Nb+0.33(Mo))≤0.050(单位：重量％)
当所包含的钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)的含量在上述公式的范围内时，可以防止析出物的不良性能和粗化，可以容易地确保钢材的物理性质，并且可以防止在钢材的表面上出现诸如裂纹的缺陷。此外，钢材的晶粒细化效果在热轧和冷轧过程中是优良的，并且可以在炼钢/铸造过程中防止板坯开裂以及产品脆性断裂，而且使得炼钢中粗析出物的产生最小化。
当上述公式的值超过0.050重量％时，析出物可能粗化，导致伸长率和弯曲性降低。此外，当上述公式的值小于0.015重量％时，可能无法在基体钢板中形成足够的细小析出物，从而因热冲压部件的氢脆化而弱化，不能确保足够的屈服强度。
如上所述，根据本发明的示例性实施方案的热冲压部件可以在基体钢板中包含细小析出物，所述细小析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中至少一种的氮化物或碳化物。此外，这些细小析出物为在制造过程中或制造之后引入热冲压部件中的氢提供捕获位点，从而改善了热冲压部件的氢脆化。
在示例性实施方案中，可以控制在基体钢板中所形成的细小析出物的数量以满足预设范围。在一个实施方案中，在基体钢板中所包含的细小析出物的量可以为25000个/100μm2以上并且在30000个/100μm2以下。此外，在一个实施方案中，分布在基体钢板中的细小析出物的平均直径可以为约0.006μm或更小，优选约0.002μm至约0.006μm。在这些细小析出物中，具有10nm或更小直径的细小析出物的比例可以为约90％或更大，并且具有5nm或更小直径的细小析出物的比例可以为约60％或更大。包含满足上述条件的细小析出物的热冲压部件不仅具有优良的V形弯曲特性，从而具有优良的弯曲性和碰撞性能，而且还可以改善氢致延迟断裂特性。
这种细小析出物的直径可对氢致延迟断裂特性的改善有很大影响。当所形成的细小析出物的数量、尺寸和比例在上述范围内时，可以在热冲压后确保所需的抗拉强度(例如1680MPa)，并且改善成形性或弯曲性。例如，当每单位面积(100μm2)的细小析出物的数量小于25000/100μm2时，热冲压部件的强度可能降低，而当数量超过30000/100μm2时，热冲压部件的成形性或弯曲性可能下降。
此外，在示例性实施方案中，基体钢板中的活性氢的量可以为约0.5wppm或更小。活性氢的量是指在引入到基体钢板的氢中将被细小析出物捕获的氢排除在外的氢的量。这样的活性氢的量可以使用热脱附谱法进行测量。详细地，在以预设的加热速率加热试样并升高温度的同时，可以测量从低于特定温度的试样释放出的氢量。在这种情况下，从低于一定温度的试样释放出的氢可以被理解为在引入到试样内的氢中没有被捕获从而影响氢致延迟断裂的活性氢。例如，作为比较例，当热冲压部件在基体钢板中包含大于0.5wppm的活性氢时，其在相同条件下的弯曲测试中与根据示例性实施方案的热冲压部件相比，氢致延迟断裂特性降低，从而可能容易断裂。
另一方面，根据本实施方案的基体钢板可以包含分布有微观结构的马氏体结构。马氏体结构是在冷却过程中奥氏体γ在低于马氏体转变的起始温度(Ms)下的非扩散型转变的结果。马氏体结构中的细小结构是在快速冷却过程中在晶粒内形成的非扩散型转变结构，称为原奥氏体晶界(PAGB)，并且可以包括多个板条(L)结构。多个板条(L)结构可以进一步构造诸如板条块和板条束的单元。更详细地，多个板条(L)结构可以形成板条块，多个板条块可以形成板条束，并且多个板条束可以形成原奥氏体晶界(PAGB)。
如上所述，马氏体可以具有板条(L)结构，该结构的形式是在奥氏体的每个原晶粒内沿一个方向定向的细长条。多个板条(L)结构可以在它们之间的边界(即板条边界(LB))具有抵抗外部变形的性质。将在下文对此进行详细描述。
另一方面，根据本实施方案的热冲压部件的V形弯曲角可以为50°或更大。“V形弯曲”是对热冲压部件的弯曲性能中在变形之中的最大负荷范围内的弯曲变形性质进行评估的参数。亦即，根据热冲压部件的负荷-位移评估，在宏观尺度和微观尺度下检查弯曲过程中的拉伸应变区域，当微小裂纹在局部拉伸区域产生和蔓延时，可以评估称为V形弯曲角的弯曲性能。
如上所述，根据示例性实施方案的热冲压部件可以包含具有多个板条L结构的马氏体结构，当称为位错的一维缺陷在马氏体结构内通过相互作用移动时，可能在弯曲变形过程中产生裂纹。在这种情况下，可以理解的是，由于给定塑性变形的局部应变率具有较大的值，马氏体的针对塑性变形的能量吸收程度增加，因此冲击性能增加。
在根据本发明的示例性实施方案的热冲压部件中，由于马氏体结构具有多个板条L结构，所以在弯曲变形过程中，因在板条L和板条边界LB之间在位错反复移动的过程中应变率有差异而可出现动态应变时效(DSA)，即压痕动态应变时效。压痕动态应变时效是塑性应变吸收能量的概念，并且意指抗变形性。因此，压痕动态应变时效的出现越频繁，抗变形性越好。
在根据本发明的示例性实施方案的热冲压部件中，由于马氏体结构具有密集形式的多个板条L结构，所以可频繁地出现压入动态应变时效现象，由此可以通过确保50°或更大的V形弯曲角来改善弯曲性和碰撞性能。
在示例性实施方案中，包括在热冲压部件的马氏体结构中的多个板条L的平均间距可以为约30nm至约300nm。作为比较例，假设所包含的基体钢板偏离上述元素组成的热冲压部件包含板条结构。比较例的热冲压部件的板条结构之间的平均间距会大于根据本实施方案的热冲压部件的板条L结构的平均间距。亦即，根据示例性实施方案的热冲压部件可以具有比比较例更密集的板条(L)结构，并且随着热冲压部件中的板条(L)结构变得更密集，压入动态应变时效的数量可以进一步增加。
图2示出了根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的根据纳米压痕测试的负荷-位移图，图3是说明图2中部分A的锯齿行为的放大图。
参考图2，所示的图示出了对根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的纳米压痕测试的结果。“纳米压痕测试”是这样的测试，其中将压头垂直压在热冲压部件的表面以测量根据深度的力变形。在图2中，x轴表示压头被压进的深度，y轴表示根据压入深度的力。例如，在图2中，使用立方角压针(中心线与面的角度＝35.3°，压痕应变率＝0.22)作为压头，但本发明不限于此，还可以使用玻氏压针(Berkovich tip)(中心线与面的角度＝65.3°，压痕应变率＝0.072)。
参考图3(其是图2中部分A的放大图)，可以看出，在纳米压痕测试期间出现的压痕和塑性变形中观察到称为锯齿的特征行为，即锯齿状。锯齿行为会以近乎规则的间隔反复出现，在图3中，锯齿行为由向下的箭头(↓)指示。
锯齿行为可能是由于在压痕测试的热冲压部件所包含的原奥氏体晶界(PAGB)内的非扩散型转变结构而出现的。更详细地，如图2所示的负荷-位移曲线中示出的锯齿行为是因位错与材料中扩散的溶质原子相互作用而引起的，并且可以理解的是，锯齿行为源于在分布于原奥氏体晶界(PAGB)中的多个板条处的抗外压性与在形成于多个板条之间的板条边界部分处的抗外压性存在差异。这种锯齿行为可以被认为是将在下文描述的图4的动态应变时效(DSA)(即压痕动态应变时效现象)的主要证据。
图4示出了测量压痕动态应变时效的图，图5示出了说明图4中要放大的部分B的放大图。
图4是通过基于图3的负荷-位移曲线分析纳米压痕应变率([dh/dt]/h，h：压痕深度，t：单位时间)而获得的图。
在示例性实施方案中，在热冲压部件中，在纳米压痕测试所观察到的对于约200nm至600nm的压痕深度而言的压痕应变率中，压痕动态应变时效的数量可以为约25至39。压痕动态应变时效可以表现为压痕应变率反复形成多个峰的行为。
压痕动态应变时效的数量可以基于穿过作为中心的参考线(C)的峰来计算。亦即，可以基于穿过参考线C形成的峰来计算压痕动态应变时效的数量，而不是计算以参考线C为中心的在参考线C上方或下方形成的峰。参考线C是当测量压痕应变率时在除去了由于板条和板条边界结构所引起的压痕动态应变时效的情况下假设的线。
参考图5的压痕应变图，可以看出，当压痕深度越来越深时，压痕动态应变时效的数量和尺寸逐渐减小。这是因为随着压痕深度越来越深，原奥氏体晶粒的压痕物理性质被混合，使得压痕动态应变时效几乎不出现。参考图4，可以看出，在600nm或更大的压痕深度处基本上不发生压痕动态应变时效。在图4的图中，未测量700nm或更大的压痕深度，但是当连续测量对于700nm或更大的压痕深度而言的压痕应变时，可以获得除去动态应变时效的曲线。参考线C可以通过反向估计在除去压痕动态应变时效的压痕深度下的压痕应变曲线来推导出。
如上所述，基于在约200nm至600nm的压痕深度范围内的测量，根据示例性实施方案的热冲压部件的压痕动态应变时效的数量可以为25至39。在图4中，压痕深度是从0nm到约700nm测量的，但这是因为：在小于约200nm的压痕深度下由于压头钝的影响而造成压痕应变率的精度低，而当压痕深度超过约600nm时，由于原奥氏体晶粒本身的压痕性质被混合而使得不容易评估动态应变时效。
如图4所示，从宏观上看，压痕应变率根据压痕深度以二次函数逐渐减小。在这种情况下，压痕动态应变时效可以表现为在压痕应变率中反复形成多个峰的行为。为了详细观察这一点，在图5中，将图4中对于350nm至400nm的压痕深度而言的压痕应变率放大示出。
参考图5，压痕应变率可以表现为上升区段和下降区段重复的形式。区段a是在压痕测试的过程中压痕应变率增加的区段，其可以意指吸收阻力的区段。亦即，区段a可以被理解为这样的区段，其中当在弯曲变形过程中位错在产生张力的部分中移动时，位错在分布于原奥氏体晶界的板条内滑移。如此，当位错在板条内移动时，热冲压部件显示出吸收外部阻力的性质，这可以表现为如图5所示的压痕应变增加的区段。位错上升至板条边界，在位错通过板条边界时，如区段b那样，压痕应变减小，这可以被解释为由于与分布在板条边界的细小析出物相互作用而引起的现象。
图6是说明如下机制的示意图：根据本发明示例性实施方案的热冲压部件的根据位错在板条和板条边界处的移动的压痕动态变形时效的机制。
参考图6，示出在弯曲变形过程中在产生张力的部分中分布于原奥氏体晶界(PAGB)的板条(L)和板条边界(LB)的同时，示意性地示出了根据图5中压痕动态应变时效的位错的移动。如上所述，在弯曲变形过程中，位错可以沿着相邻的板条(L)移动。在图6中的箭头指示位错的移动方向。
根据以上所述，可以解释为在位错移动期间在板条L内和板条边界LB内的根据能量吸收程度的压痕应变率彼此不同。同时参考图5和图6，当潜能在板条L内沿着图6中的箭头移动时，它可以对应于图5中的区段a。亦即，当位错在板条L内移动时，压痕应变率会增加。压痕应变率上升，直到位错接近板条边界LB，然后在位错通过板条边界LB的瞬间下降，这可以对应于图5中的区段b。以这种方式，如图5所示的压痕动态应变时效可能是因位错移动过程中位错与板条边界LB之间的相互作用而发生。如上所述，细小析出物P分布在板条边界LB中，显示出延迟变形的特性，并且以这种方式，可以使得在穿过多个板条L时应变率反复地形成增加和减小，从而产生压痕动态应变时效。
根据本发明的示例性实施方案的热冲压部件可以具有这样的特性，其中通过控制基体钢板中所包含的细小析出物来减小多个板条之间的平均间隔，从而在弯曲变形过程中当位错滑移时会更频繁地出现压痕动态应变时效现象。由于压痕动态应变时效现象通过板条结构的密集化而增加，根据本发明的实施方案的热冲压部件可以确保50°或更大的V形弯曲角而不会在弯曲变形过程中断裂，由此可以改善弯曲性和碰撞性能。
在下文，将通过实施例和比较例来更详细地描述本发明。然而，以下实施例和比较例旨在更详细地说明本发明，而本发明的范围不受以下实施例和比较例的限制。本领域技术人员可以在本发明的范围内适当地修改或改变以下实施例和比较例。
根据本发明的示例性实施方案的热冲压部件可以通过对基体钢板进行热冲压工艺而形成，所述基体钢板具有如下表1所示的组成。
表1
如上所述，根据本发明的实施方案的热冲压部件可以在基体钢板中包含细小析出物，所述细小析出物包括添加剂的氮化物和/或碳化物，并且在热冲压部件中在基体钢板的每单位面积(100μm2)中所包含的细小析出物的量可以为25000/100μm2以上并且在30000/100μm2以下。此外，在示例性实施方案中，分布在基体钢板中的细小析出物的平均直径可以为0.006μm或更小，更特别地为约0.002μm至0.0006μm。在满足上述条件的热冲压部件的情况下，V形弯曲角可以为50°或更大。
如上所述，添加剂可以包括钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)，并且它们的含量可以满足以下公式。
<公式>
0.015≤0.33(Ti+Nb+0.33(Mo))≤0.050(单位：重量％)
下表2示出了通过将实施例和比较例的根据添加剂含量的细小析出物的析出行为、压痕动态应变时效的数量和V形弯曲角数字化而测得的值。
表2
在表2中，如上所述，实施例1至7是如上所述根据钛含量满足细小析出物的析出行为的条件和形成多个板条的条件的实施例。详细地，在实施例1至7中，钛的含量可以为约0.025重量％至0.050重量％，因此多个板条的平均间距可以为约30nm至300nm，每单位面积的含钛细小析出物(例如碳化钛(TiC))的数量可以为20000/100μm2以上并且在35000/100μm2以下，所有细小析出物的平均直径可以为0.002μm至0.0006μm。在这种情况下，压痕动态应变时效的数量满足25至39的条件。
如此，满足本发明的析出行为条件和多个板条形成条件的实施例1至7可以确保50°或更大的V形弯曲角，因此可以确定抗拉强度和弯曲性得到了改善。
另一方面，比较例1和比较例2不满足上述析出行为条件和多个板条形成条件中的至少一些条件，因此可以看出抗拉强度和弯曲性与实施例1至7相比是降低的。
在比较例1的情况下，由于钛含量为0.052重量％，细小析出物的尺寸***大，使得多个板条的平均间距减小至约25nm，并且压痕动态应变时效为23，这不满足上述条件。相应地，可以确定比较例1的V形弯曲角仅为44°。
在比较例2的情况下，由于钛含量为0.024重量％，细小析出物的尺寸和密度变小，多个板条的平均间距增加至约325nm，并且压痕动态应变时效为24，这也不满足上述条件。相应地，可以确定出比较例2的V形弯曲角仅为46°。
更详细地，在根据本发明实施方案的热冲压部件中所包含的细小析出物的量可以在基体钢板的每单位面积(100μm2)中为25000/100μm2以上并且在30000/100μm2以下。此外，在示例性实施方案中，分布在基体钢板中的细小析出物的平均直径可以为约0.006μm或更小。在这些细小析出物中，具有10nm或更小直径的细小析出物的比例可以为约90％或更大，并且具有5nm或更小直径的细小析出物的比例可以为60％或更大。此外，在示例性实施方案中，基体钢板中的活性氢的量可以为约0.5wppm或更小。具有这些特性的热冲压部件具有优良的弯曲性和改善的抗氢脆化性。
下表3示出了通过将根据本发明的实施例和比较例的细小析出物的析出行为量化而测得的值。
细小析出物的析出行为可以通过分析TEM图像来测量。详细地，获得与试样预设数量一样多的任意区域的TEM图像。可以通过图像分析程序等从所获得的图像中提取细小析出物，并且可以对所提取的细小析出物测量细小析出物的数量、细小析出物之间的平均距离和细小析出物的直径。
在示例性实施方案中，为了测量细小析出物的析出行为，可以将表面复型法作为预处理应用于待测量的试样。例如，可以应用一级复型法、二级复型法和提取复型法等，但不限于上述示例。
在另一个示例性实施方案中，当测量细小析出物的直径时，考虑到细小析出物的形状的不均匀性，可以通过将细小析出物的形状转换成圆形来计算细小析出物的直径。详细地，可以通过以下方式计算细小析出物的直径：使用具有特定面积的单位像素来测量所提取的细小析出物的面积，而后将细小析出物转换成具有与测得面积相同面积的圆。
表3
在表3中，对于试样A至N，测量了细小析出物的析出行为(每单位面积的细小析出物的总数量、所有细小析出物的平均直径、直径为10nm或更小的细小析出物的比例、活性氢的量)。
表3中的试样A至J是根据本发明的实施例，并且是使用满足上述含量条件(参见表1)的基体钢板制得的热冲压部件的试样。换言之，试样A至J是满足上述细小析出物的析出行为条件的试样。详细地，在试样A至J中，在钢板中所形成的细小析出物的量为25000/100μm2以上并且在30000/100μm2以下，所有细小析出物的平均直径为0.006μm或更小，在钢板中所形成的细小析出物中的90％或更多细小析出物具有10nm或更小的直径，并且60％或更多细小析出物满足5nm或更小的直径。
可以看出，满足本发明的析出行为条件的试样A至J的氢致延迟断裂特性因这些试样满足活性氢的量为0.5wppm或更小的条件而得到改善。
另一方面，试样K至N是不满足细小析出物的上述析出行为条件中的至少一些条件的试样，并且可以看出，抗拉强度、弯曲性和/或氢致延迟断裂特性不如试样A至J。
在试样K的情况下，所有细小析出物的平均直径为0.0062μm。这低于所有细小析出物的平均直径条件的下限。相应地，可以确定试样K中的活性氢的量相对较高，为0.507wppm。
在试样L的情况下，所测得的具有10nm或更小直径的细小析出物的比例为89.7％。相应地，可以确定出试样L中的活性氢的量相对较高，为0.511wppm。
在试样M和试样N的情况下，所测得的具有5nm或更小直径的细小析出物的比例分别为59.9％和59.6％。相应地，可以确定出试样M和试样N中的活性氢的量相对较高，分别为0.503wppm和0.509wppm。
在不满足本发明的析出行为条件的情况下，例如试样K至N，在热冲压工艺的过程中相对大量的氢被捕获在一个细小析出物中，或者所捕获的氢原子集中在局部，所捕获的氢原子相互结合形成氢分子(H2)，从而产生内部压力。因此，可判断出热冲压产品的氢致延迟断裂特性降低。
另一方面，在满足本发明的析出行为条件的情况下，例如试样A至J，在热冲压工艺的过程中捕获在一个细小析出物中的氢原子的数量可以相对较少，或者所捕获的氢原子可以相对均匀地分散开。因此，可以降低由于所捕获的氢原子形成的氢分子而产生的内部压力。因此，可判断出热冲压产品的氢致延迟断裂特性得到改善。
结果是，由于应用了本发明的上述含量条件的热冲压部件在热冲压之后满足细小析出物的上述析出行为条件，因此可确定的是氢致延迟断裂特性得到改善。
已经参考附图所示的实施方案描述了本发明，但这仅仅是示例性的，本领域技术人员将理解可以由其得到各种变型形式和其他等效实施方案。因此，本发明的真正技术保护范围应当由所附权利要求的技术思想来确定。

Claims (13)

1.一种热冲压部件，所述热冲压部件包括基体钢板，所述基体钢板包含：0.28重量％至0.50重量％的量的碳(C)，0.15重量％至0.7重量％的量的硅(Si)，0.5重量％至2.0重量％的量的锰(Mn)，0.03重量％或更小的量的磷(P)，0.01重量％或更小的量的硫(S)，0.1重量％至0.6重量％的量的铬(Cr)，0.001重量％至0.005重量％的量的硼(B)，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中的至少一种，余量的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，
其中，钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)的含量满足以下公式：
<公式>
0.015≤0.33(Ti+Nb+0.33(Mo))≤0.050。
2.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，在纳米压痕测试所观察到的对于200nm至600nm的压痕深度而言的压痕应变率中，压痕动态应变时效的数量为25至39。
3.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，所述基体钢板包含分布有多个板条结构的马氏体结构。
4.根据权利要求3所述的热冲压部件，其中，多个板条的平均间距为30nm至300nm。
5.根据权利要求1所述的热冲压部件，所述热冲压部件进一步包含分布在所述基体钢板中的细小析出物，
其中，所述细小析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钼(Mo)中至少一种的氮化物或碳化物。
6.根据权利要求5所述的热冲压部件，其中，每100μm2单位面积分布的细小析出物的数量为25000以上并且在30000以下。
7.根据权利要求5所述的热冲压部件，其中，细小析出物中的每100μm2单位面积分布的TiC基析出物密度为20000个/100μm2至35000个/100μm2或更小。
8.根据权利要求5所述的热冲压部件，其中，细小析出物的平均直径为0.006μm或更小。
9.根据权利要求5所述的热冲压部件，其中，具有10nm或更小直径的细小析出物的比例为90％或更大。
10.根据权利要求5所述的热冲压部件，其中，具有5nm或更小直径的细小析出物的比例为60％或更大。
11.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，所述热冲压部件的V形弯曲角为50°或更大。
12.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，所述热冲压部件的抗拉强度为1680MPa或更大。
13.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，所述热冲压部件的活性氢的量为0.5wppm或更小。
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