具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品用钢板、利用该钢板的热压成型品以及它们的制备方法

摘要

本发明提供一种能够制备与现有的热压成型品制备用钢板相比具有优异的弯曲性能及超高强度的成型品的钢板、利用该钢板的具有优异的弯曲性能及超高强度的成型品以及它们的制备方法。

说明书

技术领域

本发明涉及可用于柱加固件、横梁、侧梁或前后保险杠等的热压成型品用钢板、利用该钢板的热压成型品以及它们的制备方法，更具体地，涉及能够制备具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品的钢板、利用该钢板的热压成型品以及它们的制备方法。

背景技术

近年来，随着旨在保护汽车乘客的安全法规或旨在保护地球环境的油耗标准的加强，开始越来越关注汽车的刚度提高及轻量化。例如，在寻求构成汽车乘客乘坐的安全笼区(safety cage zone)的柱加固件(pillarreinforcement)或横梁(cross member)、构成缓冲区(crash zone)的侧梁(sidemember)或前后保险杠(front/rear bumper)等部件的轻量化的情况下，为了同时确保刚度和碰撞安全性，正在扩大高强度部件的应用。

汽车钢板的高强度化必然带来因屈服强度的上升和延伸率的减小而使成型性显著降低的问题，作为解决此类高强度钢的成型问题并制备抗拉强度在1470MPa级别以上的高强度汽车部件的方法，被称为热压成型或热成型(hot forming)的成型法已被商业化。

可由热压成型实现的强度有多种，但在2000年代初期，可利用DIN标准的22MnB5来制备抗拉强度在1500MPa级别的热压成型品。通常，热压成型前的抗拉强度在500～800MPa的范围，对钢板进行冲裁后加热至Ac3以上的奥氏体区并连续取出，用具备冷却装置的压力机进行成型后执行压模淬火(die quenching)，从而最终形成马氏体或马氏体与贝氏体混合存在的相，得到1500MPa以上的超高强度，因为被限制在模具中进行快速冷却，所以部件也具有优异的尺寸精度。

热压成型法的基本概念和所使用的硼钢在专利文献1(英国授权专利 第1490535号)中最初提出之后被商业化。此外，为了抑制热压成型工艺的加热过程中在钢板表面生成的氧化层，在专利文献2(美国授权专利第6296805号)中提出了镀铝或铝合金钢板。此外，提出了在像汽车车身的油箱区(wet area)那样牺牲性保护作用的应用中使用锌钢板或镀锌合金钢板的技术。

另一方面，作为改善汽车油耗的方案，汽车公司对热压成型用钢板的抗拉强度等级的需求也在增加，从这种观点出发，提出了能够制备抗拉强度在1800Mpa级别的热压成型品的钢板。与现有的1500MPa级热压成型品制备用钢板相比，该钢板的碳含量高，并且为了提高加工部件的韧性，初期添加对奥氏体组织的细化有效的Nb。

但是，当为了提高如上所述的热压成型品的刚度而使用现有方法时，会产生龟裂及对电波的敏感度会增加，从而存在弯曲性能降低的问题。

发明内容

要解决的技术问题

本发明的目的在于提供能够制备具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品的钢板及其制备方法。

此外，本发明的目的还在于提供具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品及其制备方法。

问题的解决方案

本发明通过具有优异的弯曲性能和超高强度的成型品用钢板来实现，该成型品用钢板包含C：0.28～0.40重量％、Si：0.5～1.5重量％、Mn：0.8～1.2重量％、Al：0.01～0.1重量％、Ti：0.01～0.1重量％、Cr：0.05～0.5重量％、P：0.01重量％以下、S：0.005重量％以下、N：0.01重量％以下、以及B：0.0005～0.005重量％，并包含选自Mo：0.05～0.5重量％、Cu：0.05～0.5重量％以及Ni：0.05～0.5重量％中的至少一种成分，所述Mn及Si满足关系式0.05≤Mn/Si≤2，剩余包含Fe及不可避免的杂质。

此外，本发明通过具有优异的弯曲性能和超高强度的成型品来实现， 所述成型品是通过对钢板进行热压成型而制备的，其中，所述钢板包含C：0.28～0.40重量％、Si：0.5～1.5重量％、Mn：0.8～1.2重量％、Al：0.01～0.1重量％、Ti：0.01～0.1重量％、Cr：0.05～0.5重量％、P：0.01重量％以下、S：0.005重量％以下、N：0.01重量％以下、以及B：0.0005～0.005重量％，并包含选自Mo：0.05～0.5重量％、Cu：0.05～0.5重量％以及Ni：0.05～0.5重量％中的至少一种成分，所述Mn及Si满足关系式0.05≤Mn/Si≤2，剩余包含Fe及不可避免的杂质。

此外，本发明通过具有优异的弯曲性能和超高强度的成型品用钢板的制备方法来实现，所述制备方法包括下述步骤：准备板坯，所述板坯包含C：0.28～0.40重量％、Si：0.5～1.5重量％、Mn：0.8～1.2重量％、Al：0.01～0.1重量％、Ti：0.01～0.1重量％、Cr：0.05～0.5重量％、P：0.01重量％以下、S：0.005重量％以下、N：0.01重量％以下、以及B：0.0005～0.005重量％，并包含选自Mo：0.05～0.5重量％、Cu：0.05～0.5重量％以及Ni：0.05～0.5重量％中的至少一种成分，所述Mn及Si满足关系式0.05≤Mn/Si≤2，剩余包含Fe及不可避免的杂质；在1150～1250℃的温度对所述板坯进行再加热；以Ar3～950℃的结束轧制温度对再加热的所述板坯进行热轧来制备热轧钢板；以及在500～730℃的温度对所述热轧钢板进行收卷。

此外，本发明通过具有优异的弯曲性能和超高强度的成型品的制备方法实现，所述制备方法包括下述步骤：作为坯料准备钢板，所述钢板包含C：0.28～0.40重量％、Si：0.5～1.5重量％、Mn：0.8～1.2重量％、Al：0.01～0.1重量％、Ti：0.01～0.1重量％、Cr：0.05～0.5重量％、P：0.01重量％以下、S：0.005重量％以下、N：0.01重量％以下、以及B：0.0005～0.005重量％，并包含选自Mo：0.05～0.5重量％、Cu：0.05～0.5重量％以及Ni：0.05～0.5重量％中的至少一种成分，所述Mn及Si满足关系式0.05≤Mn/Si≤2，剩余包含Fe及不可避免的杂质；将准备好的所述坯料加热至850～950℃的温度范围；以及在对所述加热的坯料进行热压成型之后，通过模具冷却将其冷却至200℃以下来制备成型品。

发明效果

本发明可提供能够制备具有超高强度的同时弯曲性能优异的热压成型品的钢板及利用该钢板的热压成型品，因此，能够应用于汽车车身或部件，从而有助于热压成型部件的轻量化和碰撞性能改善。

具体实施方式

本发明涉及能够制备具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品的钢板、利用该钢板的热压成型品以及它们的制备方法。

通常，为了制备1500MPa级热压成型品而使用的钢板的化学组成利用相应于22MnB5的成分钢，为了获得更高的热处理强度，提高碳含量，例如用30MnB5、34MnB5等的硼添加热处理钢，可得到相应于1800Mpa及2000Mpa级的强度。

但是，这些标准中包含的锰含量通常被固定在1.2～1.4重量％的范围，在基于如此固定的锰含量而依赖于碳含量来提高热成型后的强度的情况下，存在在弯曲试验中产生龟裂及电波敏感度增加而使热压成型用钢板或成型品的弯曲性能降低的问题。

为了解决如上所述的问题，本发明人研究了提高弯曲性能的金相学因子，结果发现，在热压成型前的微细组织中减少由宏观偏析引起的带状组织并使第二相均匀分布能够大大提高热压成型后的弯曲性能，此外在热压成型后进行涂装热处理过程则能够整体改善弯曲性能，其改善程度受特定元素的添加的影响大。

对此，本发明的发明人为了解决伴随热压成型品的高强度化的弯曲特性降低等问题，设计出新的热压成型品用钢板，其降低了由钢板的化学成分及制备工艺步骤中不可避免地经历的热史所决定的金相不均匀性，并且通过在热压成型之后的涂装热处理过程中添加有助于马氏体组织内残留奥氏体的增加的成分，与现有的热压成型品用钢板相比，其弯曲性能显著提高。

其中，热压成型品用钢板是指用于制备热压成型品的所有的热轧钢板、冷轧钢板或镀层钢板。

下面，对本发明的具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品用 钢板进行详细说明。

本发明的具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品用钢板，包含C：0.28～0.40重量％、Si：0.5～1.5重量％、Mn：0.8～1.2重量％、Al：0.01～0.1重量％、Ti：0.01～0.1重量％、Cr：0.05～0.5重量％、P：0.01重量％以下、S：0.005重量％以下、N：0.01重量％以下、以及B：0.0005～0.005重量％，并包含选自Mo：0.05～0.5重量％、Cu：0.05～0.5重量％以及Ni：0.05～0.5重量％中的至少一种成分，所述Mn及Si满足关系式0.05≤Mn/Si≤2，剩余包含Fe及不可避免的杂质。

下面，对所述成分组成的限定理由进行说明。

C：0.28～0.40重量％

所述C是提高热压成型钢板的可淬性并决定模具冷却或淬火热处理后强度的最重要的元素。当C含量不足0.28重量％时，难以得到1800Mpa以上；而当C含量超过0.4重量％时，尽管能够得到高强度，但在部件成型后进行点焊的情况下，应力集中在焊点熔核周围，从而产生龟裂的可能性增加，不仅如此，应力集中于在热压成型用钢板制备中为了连续生产而连接线圈与线圈的焊接部周围，从而导致断板的可能性增加，因此限定为不足0.4重量％。

Si：0.5～1.5重量％

所述Si相比提高热压成型用钢板的可淬性更有助于组织均匀化及强度稳定化，并且是与Mn一起影响弯曲性能的重要元素。Si添加量越大，在热压成型前的微细组织中使Mn和C高的带状组织减少并使包含珠光体的第二相组织均匀分布的效果越大，同时Si是在热压成型后执行涂装热处理的情况下有助于弯曲性能的进一步提高的元素。当Si含量不足0.5重量％时，不能期待期望的热压成型前的均匀组织化以及由此带来的热压成型后的弯曲性能提高。此外，当Si含量超过1.5重量％时，在热轧钢板的表面容易形成红色氧化铁皮，从而对最终产品的表面品质产生不良影响，并且A3相变点上升，从而存在必须要提升热压成型工艺的加热温度(固溶温度)的问题，因此将上限值限定为1.5重量％。

Mn：0.8～1.2重量％

所述Mn是与C一起提高热压成型用钢板的可淬性、并对决定模具冷却或淬火热处理后强度而言重要度仅次于C的元素。但是在热压成型前的微细组织不均匀性方面，Mn含量越大，越容易形成C和Mn分布高的带状组织，由此模具冷却或淬火热处理后的弯曲特性会变差。当Mn含量不足0.8重量％时，在组织均匀性方面有利，但难以得到热压成型后的期望的抗拉强度，而当Mn含量超过1.2重量％时，虽然对强度提升有利，但是弯曲特性降低，因此将上限值限定为1.2重量％。

Al：0.01～0.1重量％

所述Al是用作脱氧剂的代表性元素，通常0.02重量％以上就足够。当添加量在0.01重量％以下时，得不到期望的脱氧效果，而当过量添加时，在连续铸造工艺期间，Al会诱发N的析出从而导致表面缺陷，因此限制在0.1重量％以下。

P：0.01重量％以下

所述P是一种作为杂质不可避免地包含的成分，并且是对热压成型后强度几乎没有影响的元素。但是，所述P是在热压成型前的固溶化加热步骤中在奥氏体晶界析出的元素，是对降低弯曲性能或疲劳特性有效的元素，因此在本发明中主动限定在0.01重量％以下。

S：0.005重量％以下

所述S是钢中的杂质元素，当其与Mn结合而以延伸的硫化物存在时，会使模具冷却或淬火热处理后钢板的韧性劣化，因此限定在0.005重量％以下。

Ti：0.01～0.1重量％

所述Ti具有在热压成型工艺的加热过程中抑制由TiN、TiC或TiMoC析出物引起的奥氏体晶粒生长的效果，在另一方面，当钢中TiN析出充分时，诱发使有助于提高奥氏体组织的淬火性的有效B量增加的效果，从而其是使模具冷却或淬火热处理后强度稳定地提高的有效元素。当添加量不足0.01重量％时，无法期待期望的组织微细化或强度提高，而当 Ti含量超过0.1重量％时，相对于添加量其强度提升效果减小，因此将上限值限定为0.1重量％。

Cr：0.05～0.5重量％

所述Cr是与Mn、C一起提高热压成型用钢板的可淬性，并且有助于模具冷却或淬火热处理后强度增加的重要元素。所述Cr是影响临界冷却速度使得马氏体组织控制过程中容易得到马氏体组织，并且有助于在热压成型工艺中降低A3温度的元素。为了得到期望的效果，Cr含量应为0.05重量％以上，反之，当Cr含量超过0.5重量％时，镀层钢板的表面品质会降低，并使热压成型品的组装过程中要求的点焊性劣化，因此将Cr含量限定为不足0.5重量％。

B：0.0005～0.005重量％

所述B是对增加热压成型用钢板的可淬性非常有用的元素，即使添加极微量，也大大有助于模具冷却或淬火热处理后强度的增加。但是，随着添加量的增加，相对于添加量的淬火性增加效果放缓，并且加剧连续铸造板坯的角缺陷，相反，当添加量不足0.0005重量％时，无法期待本发明中期望的淬火性提高或强度增加，因此将上限值限定为0.005重量％，下限值限定为0.0005重量％。

N：0.01重量％以下

所述N是一种作为杂质不可避免地包含的成分，其在连续铸造工艺期间促进AIN等的析出，从而加剧连续铸板坯的角的龟裂。此外，已知TiN等的析出物具有扩散性氢的吸收源的作用，因此如果适当地控制析出量，则也能改善氢致滞后断裂特性，因此将上限值限定为0.01重量％。

除了上述成分之外，还包含选自Mo、Cu及Ni中的一种以上的成分。

Mo：0.05～0.5重量％

所述Mo是与Cr一起提高热压成型用钢板的淬火性并且有助于淬火强度稳定化的元素。而且，在热轧及冷轧时的退火工艺以及热压成型工艺的加热步骤中，具有使奥氏体温度区向低温度侧扩大的效果，从而对加宽工艺窗口有效。当Mo的含量不足0.05重量％时，无法期待期望的 淬火性提高或奥氏体温度区扩大，而当Mo含量超过0.5重量％时，虽然对强度提升有利，但相对于添加量，其强度提升效果减小，这是不经济的，因此将上限值限定为0.3重量％。

Cu：0.05～0.5重量％

所述Cu是有助于提高钢的耐蚀性的元素。而且，Cu是如下的元素，即，在热压成型后为了增加韧性而执行回火的情况下，过饱和的铜会以ε碳化物析出而发挥时效硬化效果。当不足0.05重量％时，难以期待其效果，因此将其下限值限定为0.05重量％，反之，当过量添加时，会在钢板制备工艺中诱发表面缺陷，并且在耐蚀性方面，相对于添加量并不经济，因此将上限值限定为0.5重量％。

Ni：0.05～0.5重量％

所述Ni不仅对热压成型用钢板的强度及韧性的提高有效，而且具有增加淬火性的效果，并且对降低单独添加Cu时导致的热收缩敏感性有效。此外，在热轧及冷轧时的退火工艺以及热压成型工艺的加热步骤中，具有使奥氏体温度区向低温度侧扩大的效果，从而对加宽工艺窗口有效。当Ni含量不足0.05重量％时，无法期待期望的效果，而当其含量超过0.5重量％时，虽然对改善淬火性或提升强度有利，但相对于添加量，其提高淬火性的效果减小，这是不经济的，因此将上限值限定为0.5重量％。

所述Mn及Si需要满足关系式0.05≤Mn/Si≤2。

对于所述Mn/Si比，Mn含量越高，在热压成型前的微细组织中越容易形成带状组织，由此模具冷却或淬火热处理后的弯曲特性变差。同时，在Si的情况下，添加量越大，使热压成型前的微细组织中Mn和C高的带状组织减少并使包含珠光体的第二相组织均匀分布的效果越大，Si是在热压成型后执行涂装热处理的情况下大大有助于弯曲性能的进一步提高的元素。这种特征由Mn/Si比规定。当过量添加Si而使Mn/Si比在0.05以下时，镀层质量会劣化，反之，当Mn含量过量而使Mn/Si比超过2时，存在因带状组织的形成而使弯曲性能劣化的问题，因此将Mn/Si比的上限值及下限值分别限定为2.0和0.05。

本发明的剩余成分是铁(Fe)。不过，在通常的制备过程中，会从原料或周围环境不可避免地混入非预期的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于通常的制备过程的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不对其所有内容进行特别说明。

优选地，所述钢板是选自热轧钢板、冷轧钢板及镀层钢板中的一种。

具有上述组成的本发明的钢板可以以热轧钢板、酸洗钢板或冷轧钢板的形式使用，并且根据需要可对表面进行镀层处理来使用。这是为了防止在热压成型过程中钢板的表面氧化并提高耐蚀性。

作为所述镀层钢板，优选为在热轧钢板、酸洗钢板或冷轧钢板的表面形成有铝合金镀层的镀铝合金钢板。此外，所述镀铝合金钢板包含选自硅：8～10重量％及镁：4～10重量％中的至少一种成分，余量的铝、铁及其它杂质所组成的合金镀层。在所述合金镀层与所述钢板之间包含抑制层(inhibition layer)。

所述钢板的微细组织优选包含铁氧体和珠光体，或包含铁氧体、珠光体和贝氏体，更优选地，包含铁氧体和不足40％的珠光体，或包含铁氧体和其余不足40％的珠光体及贝氏体。

此外，优选地，所述钢板基于抗拉强度具有800MPa以下的强度。其理由是，在用热轧酸洗钢板、冷轧钢板或镀层钢板执行热压成型之前，会按部件形状制作坯料，而此时如果强度过高，则会促进冲裁模具的磨损及损坏，冲裁切断工艺中的噪声会与强度成比例地增加。

因此，最优选地，所述钢板具有不足800Mpa的抗拉强度，并且具有铁氧体组织和其余不足40％的珠光体及贝氏体等第二相的分率。

下面，对本发明的热压成型品进行详细说明。

本发明的热压成型品是通过对上述钢板进行热压成型而制备的，具有优异的弯曲性能和超高强度。优选地，所述钢板选自热轧钢板、冷轧钢板及镀层钢板中的一种。所述镀层钢板优选为在热轧钢板、酸洗钢板或冷轧钢板的表面形成有铝合金镀层的镀铝合金钢板。

优选地，所述成型品是通过对镀铝合金钢板进行热压成型而制备的 成型品，这种成型品可包含含有选自硅:4～10重量％及镁:2～10重量％中的至少一种以上以及其它杂质的Fe-Al薄膜层。其中，所述Fe-Al薄膜层是所述镀铝合金钢板的镀层通过热压成型被合金化而形成的薄膜层。所述Fe-Al薄膜层可由在基底钢板上依次形成的Fe₃Al+FeAl层(相互扩散层，Inter>2Al₅层和Fe-Al层构成。此外，对于所述Fe-Al薄膜层，通过所述热压成型使所述镀层和基底钢板合金化，从而与实施热压成型前的所述镀层相比，Fe的含量增加，相对地，硅和/或镁的含量减少。

所述成型品的微细组织以面积分率％计，优选包含90％以上的马氏体以及剩余贝氏体和珠光体中的一种或两种。

优选地，所述成型品具有1700MPa以上的抗拉强度。

在用热轧钢板或冷轧钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有1800MPa以上的抗拉强度和115,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

在用镀铝合金钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有1800MPa以上的抗拉强度和100,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

在用热轧钢板或冷轧钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有2000MPa以上的抗拉强度和95,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

在用镀铝合金钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有2000MPa以上的抗拉强度和85,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

下面，对本发明的热压成型品用钢板的制备方法进行详细说明。

本发明的弯曲性能优异的热压成型用超高强度热轧钢板的制备方法包含下述步骤：准备具有所述本发明的钢板的成分组成的板坯；在1150～1250℃的温度，对所述板坯进行再加热；以Ar3～950℃的结束轧制温度对再加热的所述板坯进行热轧来制备热轧钢板；以及在500～730℃的 温度对所述热轧钢板进行收卷。

通过在1150～1250℃的温度范围对所述板坯进行再加热，从而能够使板坯的组织均质，并且能够在使碳氮化析出物诸如钛沉淀充分再溶化的同时防止板坯的晶粒过度生长。

此外，对于热轧，在Ar3～950℃的结束轧制温度实施热轧。这是因为，在所述热轧结束的温度不足Ar₃的情况下，成为奥氏体中一部分可能相变为铁氧体并形成两相区(铁氧体和奥氏体共存的区域)，当在这种状态下实施热轧时，变形阻力会不均匀，从而轧制通板性变差，应力集中于铁氧体，从而断板的可能性增加。反之，当结束轧制温度超过950℃而升高时，会发生沙状轧制鳞皮等的表面缺陷，因此将热轧结束温度限定为Ar3～950℃。

此外，在将经热轧的热轧钢板进行冷却并收卷时，为了降低热轧钢板的宽度方向的材质偏差，并提高后续冷轧钢板的轧制通板性，优选控制收卷温度，使得在钢板内不包含马氏体等低温组织。即，优选在500～730℃的温度进行收卷。

在收卷温度不足500℃的情况下，由于形成马氏体等低温组织，存在热轧钢板的强度显著增加的问题，尤其是如果沿线圈宽度方向过度冷却，则材质偏差增加，在后续的冷轧工艺中轧制通板性降低，难以控制厚度。

反之，在超过730℃的情况下，会加剧钢板表面的内部氧化，在通过酸洗工艺去除所述内部氧化物的情况下，会形成缝隙，在执行镀层工艺的情况下，镀层钢板的基底钢板-镀层界面也会不均匀，并与所述内部氧化物一起使热成型后的弯曲性能劣化，因此将收卷温度的上限限制在730℃。

在本发明中，可在对所述热轧钢板进行酸洗和冷轧后，在750～850℃的温度实施连续退火，在400～600℃的温度实施过时效热处理，从而制备冷轧钢板。

不对所述酸洗方法和冷轧方法进行特别限定，可以以通常的方法实施，也不对冷轧压下率进行特别限定，但优选在40～70％的范围实施。

所述连续退化是在750～850℃的退火温度实施，这是因为，当退火温度不足750℃时，再结晶可能会不充分，而当超过850℃的情况下，不仅晶粒会粗大，而且存在退火加热成本增加的问题。

接着，所实施的过时效热处理在400～600℃的温度实施，之所以控制在这样的范围，是为了使最终组织构成为在铁氧体基底中包含一些珠光体或贝氏体的组织。这是为了使冷轧钢板的强度与热轧钢板同样地为800MPa以下。

此外，在本发明中，可通过在对所述热轧钢板进行酸洗和冷轧之后，在700℃～Ac3的温度实施退火，然后在钢板表面形成铝合金镀层来制备镀铝合金钢板。

所述退火优选在700℃～Ac3的温度范围进行。考虑在最终钢板的软化及后续的浸渍在镀液中的工艺中镀液的导入温度，对退火温度进行限制。在所述退火温度低的情况下，再结晶不充分，后续的镀液的导入温度低，无法确保稳定的镀层附着及镀层质量，因此将其下限限定为700℃。此外，为了抑制在所述退火温度高的情况下晶粒变粗以及在退火-镀层-冷却过程中由奥氏体形成低温相变组织时镀层钢板强度急剧增加的问题，将上限限定至Ac3温度。

在制备所述镀铝合金钢板的步骤中使用的镀液，其优选为如下的合金镀液，即，包含选自硅：8～10重量％及镁：4～10重量％中的至少一种成分，剩余由铝和其它杂质组成。

所述镀层的附着量以双面基准优选为120～180g/m²。

所述镀层优选通过热浸镀法形成。

在应用所述热浸镀法时，在将钢板浸渍在镀液中来进行镀层之后进行冷却时，不对冷却速度和冷却线速度进行特别限定。

这基本上是在将退火温度设为不足Ac3时可实现的，并且是本发明的制备方法的特征。即，在以Ac3温度以上的退火温度进行加热并进行镀液浸渍后在冷却工艺中以临界冷却速度以上进行冷却的情况下，根据马氏体组织的导入与否，镀层钢板的强度可能过高，但在如本发明这样 在Ar₃温度以下进行退火的情况下，由相变引起的材质变动因素大幅缓解，因此上述问题可能不会发生。

因此，可根据镀层线的生产能力和经济方面来确定冷却速度和冷却线速度，考虑到取决于冷却速度的微细组织，优选在铁氧体-珠光体或铁氧体基底中存在球化渗碳体的组织。

下面，对本发明的热压成型品的制备方法进行详细说明。

本发明的热压成型品的制备方法，包含下述步骤：作为坯料准备上述本发明的钢板；以850～950℃的温度范围加热准备的所述坯料；以及对加热的所述坯料实施热压成型来制备成型品。

在850～950℃的温度范围加热准备的所述坯料。在所述加热温度不足850℃的情况下，在从加热炉取出坯料并执行热成型的期间，随着时间的流逝，坯料温度会降低，由此从坯料表面开始进行铁氧体相变，因此在热处理后也不能在整个厚度上产生足够的马氏体，因此得不到目标强度。反之，在加热温度超过950℃的情况下，会诱发奥氏体晶粒的粗大化，并且由于加热成本的增加而使制造费用上升，在冷轧钢板的情况下，脱碳会加速，从而降低最终热处理后的强度，因此将加热温度上限值限定为950℃。

以850～950℃的温度加热所述坯料，优选以该加热温度维持60～600秒。所述加热温度是为了将坯料温度基本加热至奥氏体区，但在另一方面，当以不足850℃的加热温度进行加热时，铁氧体不会完全溶化，反之，当加热温度提高至950℃时，沿着奥氏体晶界会发生表面氧化，使界面强度降低，对弯曲性能也有不良影响，因此限定为950℃以下。同时，在将加热时间定为不足60秒的情况下，铁氧体相残留的可能性仍然高，从而不是优选的。此外，当加热时间增加而超过600秒时，表面的铝系氧化物的厚度变厚，从而点焊性降低，因此将加热温度维持在850～950℃的范围，并且将维持时间维持在60～600秒范围。

取出以所述条件加热的坯料并同时实施12秒以内的热成型和模具冷却。如上所述，为了以能够从本发明的组成中得到以马氏体为主相的最 终组织的方式进行冷却，需要以临界冷却速度以上的冷却速度进行冷却。反之，在以比马氏体相变临界冷却速度快的速度进行冷却的条件下，相对于速度增加，强度增加不大，并且需要另外的用于增加冷却速度的冷却设备，从这一点考虑，是不经济的，因此限定为300℃/s以下。

在所述热压成型后，需要通过模具冷却将成型品的温度冷却至完成马氏体相变的200℃以下。

此外，在对成型的部件执行适当的修边之后，结合多个部件制作所谓组装部件，然后实施涂装热处理，其优选在150～200℃的温度进行10～30分钟。其中，将涂装热处理下限限定为在150～200℃的温度10～30分钟的理由与涂装后进行干燥所需的最佳条件有关。即，这是因为，当低于150℃时，干燥所需的时间长，而当高于200℃时，强度开始降低，对于维持时间，当10分钟以下时，烘烤硬化量少，反之，当时间长时，烘烤硬化量和强度开始降低。

优选地，可使用镀铝合金钢板以如上所述的方法制备成型品。如上所述使用镀铝合金钢板制备的成型品可包含含有选自硅：4～10重量％及镁：2～10重量％中的至少一种以上以及其它杂质的Fe-Al薄膜层。

如上所述地制备的成型品的微细组织优选以面积分率％计，包含90％以上的马氏体以及不足5％的残留奥氏体，剩余包含选自贝氏体和珠光体中的一种或两种。

此外，所述成型品优选具有1700MPa以上的抗拉强度。

在用热轧钢板或冷轧钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有1800MPa以上的抗拉强度和115,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

在用镀铝合金钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有1800MPa以上的抗拉强度和100,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

在用热轧钢板或冷轧钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有2000MPa以上的抗拉强度和95,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能 平衡。

在用镀铝合金钢板制备所述成型品的情况下，成型品优选具有2000MPa以上的抗拉强度和85,000MPa·°以上的抗拉强度×弯曲性能平衡。

其中，以所述“°”表示的弯曲角度是在三点弯曲试验中最大荷重下的弯曲角度的余角，所述弯曲性能是指，在弯曲试验中弯曲角度越大，弯曲性能越优异。

下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅用于通过例示来更详细地说明本发明，而非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以及由此合理类推的内容所决定。

[实施例1]

为了制备热压成型后强度在1700Mpa以上的，更具体为1800Mpa级热压成型品，在1200℃下对具有如下表1所示的组成的板坯进行加热并进行均质化处理。此后，在执行粗轧和精轧之后以650℃的温度进行收卷，从而制备了厚度为3.0mm的热轧钢板，并且对所述热轧钢板进行酸洗之后，以50％的压下率执行冷轧，从而制备了1.5mm的冷轧全硬钢板。在冷轧钢板(CR)的情况下，在800℃进行了退火，并且将过时效输入侧、输出侧温度分别控制在500℃和450℃，而镀铝钢板(AlSi)则以如下方式进行控制来生产，即，在780℃进行退火并浸入到包含90％Al-9％Si和其它包含包括Fe在内的、不可避免的杂质的熔融镀液中，使镀层附着量以两面基准为150～160g/m²。

在下述表1中，发明钢的组成是添加0.5重量％以上的Si，因此与现有的热压成型用钢板相比，Mn/Si比具有明显的差异。发明钢1～9的Mn/Si比具有0.5～2之间的值，在Si和Mn含量以现有基准添加的情况下，如表1所示，Mn/Si比在3.6～5.0之间，将它们标记为比较钢1～8。此外，在发明钢5的情况下，虽然在本发明的Mn/Si比范围内，但在Si含量过多的条件下，在镀铝时发生未能镀层的情况，未能得到期望的镀层质量。 在下述表1中，对元素符号标记了*的成分的单位是ppm。

表1

[表1]

针对如上所述制备的冷轧钢板或镀铝钢板，在930℃加热5～7分钟之后取出，之后运送至具备平模的压力机来实施模具冷却，此时从取出到模具关闭为止所需的时间为8～12秒，以50～100℃/s范围的冷却速度进行了模具冷却。此外，在进行涂装热处理后，材质在170～180℃维持了20分钟，之后对空冷的平板进行了抗拉特性和弯曲性能的评价。在该过程中，在冷轧钢板的情况下，形成了表面氧化皮，在热处理后，通过喷丸处理去除了表面氧化物。

拉伸样品是沿着平行于轧制方向的方向按ASTM370A标准取样的，关于弯曲试验，在沿着垂直于轧制方向的方向对60×20mm的样品(弯曲线平行于轧制方向)评价了用1R冲压机进行弯曲时到达最大荷重的弯曲角度。

在下述表2中示出了对发明钢1～9和比较钢1～8进行热压成型和涂装热处理后的抗拉特性和弯曲性能评价结果。在所述表2中，YS、TS及EL分别表示屈服强度、抗拉强度和延伸率。在表2中，发明钢1～4和比较钢1～6对应于冷轧钢板(CR)，发明钢5～9和比较钢7～8对应于镀铝钢板。

表2

[表2]

首先，为了获知冷轧钢板(发明钢1～4和比较钢1～6)的弯曲性能结果，比较了热压成型热处理后(HPF热处理后)的材质特性。

如表2所示，当区分Mn/Si比高的比较钢1～6和满足Mn/Si比的发明钢1～4的Mn/Si来对强度×弯曲角度值进行比较时，发明钢的Mn/Si比低，但强度×弯曲角度值更高。即，可以确认，在热压成型前的微细组织中，由于Mn含量降低且Si添加量增加，所以像带状组织那样不均匀的组织减少，由此在热压成型后弯曲性能显著改善。同时，可以确认，在模具冷却后紧接着实施涂装热处理的情况下，通常呈现屈服强度上升、 抗拉强度多少减小并且弯曲性能增加的倾向，而在该涂装后进行热处理的情况下，在本发明的Mn/Si低至2以下的条件下，弯曲性能提高的倾向与比较钢的情况相比大得多，在抗拉强度×弯曲性能平衡值方面，表现也一样。

另一方面，在镀铝钢板(发明钢5～9和比较钢7～8)的情况下，这种倾向也类似。但是，当对同一合金组成的冷轧钢板和铝钢板的弯曲性能进行评价时，镀铝钢板的弯曲性能与冷轧钢板的情况相比呈现降低5～10度左右的倾向。这是因为，通过镀层抑制了表面脱碳，并且由于镀层龟裂，应力集中会加剧。因此，考虑到这种特性，将冷轧钢板的抗拉强度×弯曲性能平衡值设为为110,00MPa·°以上，在镀铝钢板的情况下，则设为100,000MPa·°以上，从而进行了评价，结果，发明钢的冷轧钢板在115,000～129,000MPa·°范围，镀铝钢板在101,000～104,000MPa·°的范围，可知满足基准。

[实施例2]

为了制备热压成型后的成型品的强度在1900Mpa以上的，更具体为2000Mpa级热压成型品，在1200℃下对具有如下表3所示的组成的板坯进行加热并进行均质化处理。此后，在执行粗轧和精轧之后以650℃的温度进行收卷而制备了厚度为3.0mm的热轧钢板，在对所述热轧钢板进行酸洗之后，以50％压下率执行冷轧而制备了1.5mm的冷轧全硬钢板。在冷轧钢板(CR)的情况下，在780℃进行了退火，并且将过时效输入侧、输出侧温度分别控制在500℃和450℃，而镀铝钢板(AlSi)则以如下方式进行控制来生产，即，在760℃进行退火并浸入到包含90％Al-9％Si和其它包含包括Fe在内的不可避免的杂质的熔融镀液中，使得镀层附着量以两面基准为150～160g/m²。

在下述表3中，发明钢的组成是添加0.5％以上的Si，因此与现有的热压成型用钢板相比，Mn/Si比具有明显的差异。发明钢的Mn/Si比具有0.5～2之间的值，在Si和Mn含量以现有基准添加的情况下，如表所示，Mn/Si比在3.6～4.5之间，将其标记为比较钢。同时，在发明钢5的情况 下，虽然在Mn/Si比范围内，但在Si含量过多的条件下，在热轧钢板的表面产生严重的红色氧化铁皮，在冷轧后，以粗度不同的带残留在表面，从而未能得到期望的表面品质。

表3

[表3]

针对如上所述地制备的冷轧钢板或镀铝钢板，在930℃加热5～7分钟之后取出，之后运送至具备平模的压力机来实施模具冷却，此时从取出到模具关闭为止所需的时间为8～12秒，以50～100℃/s范围的冷却速度进行了模具冷却。此外，在进行涂装热处理后，材质在170～180℃下维持了20分钟，之后对空冷的平板进行了抗拉特性和弯曲性能的评价。在该过程中，在冷轧钢板的情况下形成了表面氧化皮，在热处理后，通过喷丸处理去除了氧化物。

拉伸样品是沿着平行于轧制方向的方向按ASTM370A标准取样的，关于弯曲试验，沿着垂直于轧制方向的方向对60×20mm的样品(弯曲线 平行于轧制方向)评价了用1R冲压机进行弯曲时到达最大荷重的弯曲角度。

表4

[表4]

在表4中示出了对发明钢1～10和比较钢1～6进行热压成型和涂装热处理后的抗拉特性和弯曲性能评价结果。在所述表4中，YS、TS以及EL分别表示屈服强度、抗拉强度和延伸率。在表4中，发明钢1～5和比较钢1～4对应于冷轧钢板(CR)，发明钢6～10和比较钢5～6对应于镀铝钢板。

首先，为了获知冷轧钢板(发明钢1～5和比较钢1～4)的弯曲性能结果，比较了热压成型热处理后(HPF热处理后)的材质特性。当区分Mn/Si比高的比较钢1～4和满足Mn/Si比的发明钢1～5的Mn/Si来比较强度×弯曲性能值时，发明钢的Mn/Si比低，但强度×弯曲性能值更高。即，可以确认，在热压成型前的微细组织中，由于Mn含量降低且Si添加量增加，所以 像带状组织那样的不均匀的组织减少，由此热压成型后弯曲性能显著改善。同时，可以确认，在模具冷却后紧接着实施涂装热处理的情况下，通常呈现屈服强度上升、抗拉强度多少减小并且弯曲性能增加的倾向，而在该涂装后进行热处理的情况下，在本发明的Mn/Si低至2以下的条件下，弯曲性能提高的倾向与比较钢的情况相比大得多，在抗拉强度×弯曲性能平衡值上表现也一样。

另一方面，在镀铝钢板(发明钢6～10和比较钢5～6)的情况下，这种倾向也类似。但是，当评价同一合金组成的冷轧钢板和铝钢板的弯曲性能时，镀铝钢板的弯曲性能与冷轧钢板的情况相比呈现降低5～10度左右的倾向。这是因为，通过镀层抑制了表面脱碳，并且由于镀层龟裂，应力集中会加剧。因此，考虑到这种特性，冷轧钢板的抗拉强度×弯曲性能平衡值为95,000MPa·°以上，在镀铝钢板的情况下，以85,000MPa·°以上为基准进行了评价，结果，本发明的冷轧钢板在96,000～108,000MPa·°的范围，镀铝钢板在91,000～93,000MPa·°的范围，可知满足基准。

如上所述，参照附图对本发明的示例性实施例进行了说明，但本领域技术人员可实施多种变型和其它实施例。这种变型和其它实施例全部被考虑并包含在随附的权利要求书中，从而其未超出本发明的真正主旨和范围。