CN112074616A

CN112074616A - 由锌或锌合金涂覆的钢坯料成型制品的方法

Info

Publication number: CN112074616A
Application number: CN201980012425.5A
Authority: CN
Inventors: R·拉娜
Original assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Current assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date: 2018-02-08
Filing date: 2019-02-08
Publication date: 2020-12-11
Anticipated expiration: 2039-02-08
Also published as: EP3749789A1; WO2019155014A1; JP7354119B2; BR112020015728A2; JP2021513604A; MX2020008347A; KR20200118443A; CN112074616B; US20210032714A1; US11519044B2

Abstract

一种由锌或锌合金涂覆的钢坯料成型制品的方法，其包括以下步骤：a)提供锌或锌合金涂覆的钢坯料；b)将步骤a)中获得的坯料再加热至钢的Ac3‑200℃范围内的再加热温度TRH；c)在再加热温度TRH下将坯料均热3分钟；d)在压机中成形制品；e)冷却该制品。钢(以重量计)由C：0.01‑0.2％；锰：3.1‑9.0；Al：0.5‑3.0；以及任选地选自Si、Cr、V、Nb、Ti和Mo的其他合金化元素；不可避免的杂质，和余量为铁。

Description

由锌或锌合金涂覆的钢坯料成型制品的方法

本发明涉及一种由锌或锌合金涂覆的钢坯料成型制品的方法，以及成型制品。

热压成形也称为热冲压、冲压和加压硬化，是一种将钢坯料成形并硬化为成型的最终制品或零件的技术。通常，将坯料再加热到奥氏体化温度(通常在870-940℃的范围内)并在该奥氏体化温度中均热，然后成形并在压模中进行压淬。需要高温以使钢完全奥氏体化并溶解所有碳化物。淬冷在钢基材中产生坚固的马氏体组织。为了形成双相组织，即使在临界范围内进行热成形，再加热温度仍为760℃以上。在通常使用的加热炉中，总的再加热时间相对长。通常在炉中进行3-10分钟的总时间。

众所周知，未涂覆的钢坯料的热成形导致氧化。已应用锌和铝基涂层以减少这种影响。考虑到耐腐蚀性，Zn基涂层可能是优选的，因为它们还提供电保护。但是，由于Zn和Zn-Fe化合物的低熔化温度，所以在热成形过程中可能出现高的再加热温度和慢的加热速率，以及相关的长的总加热和均热时间，因此可出现表面开裂，其中该开裂与液锌的晶界渗透有关。已开发的解决该问题的一种途径是对锌涂层进行改性。

当前(超)高强度的热成形产品由于因压淬而获得的其马氏体或马氏体-贝氏体组织，具有非常低的服役延展性(<8％)。热成型产品中的马氏体显微组织主要旨在提供所需的强度水平(>1000MPa)。然而，用于热成型产品的这种显微组织可以提供仅约6％的最大总伸长率。尽管单相马氏体显微组织可以提供良好的可弯曲性(例如，对于1000MPa水平为>100°，对于1500MPa水平为约50°)，但由于低总伸长率，这些产品的碰撞能量吸收能力很低。从US2016/0312323A1尤其已知一种生产超高强度钢合金的方法。该已知方法包括提供包含碳和大于2.5重量％的锰的铁合金的步骤，在第一温度下对铁合金进行退火以形成退火合金，在第二温度下将退火合金热成形以形成临界或奥氏体组织并冷却由此退火的奥氏体合金以形成超高强度钢的步骤。

在一个实施例中，在临界退火温度范围内，将退火的合金进行热成形。在另一个实施例中，热成形温度在奥氏体退火范围。均热时间在约1分钟至约10分钟之间。在实施例中，在冷轧片材的连续退火步骤之后，模拟了热成形的热循环而没有引起实际变形。

本发明的目的还是受益于由用于(超)高强度钢的锌基涂层提供的电保护，并减少产生(微)裂纹的风险。

本发明的另一个目的是改善热成形的超高强度钢的总伸长率。

因此，根据本发明的由涂覆有锌或锌合金的钢坯料成型制品的方法，其中钢由(以重量％计)以下组成:

C：0.01-0.2；

Mn：3.1-9.0；

Al：0.5-3.0；

任选的一种或多种其他合金化元素：

Si：小于1.5；

Cr：小于2.0；

V：小于0.1；

Nb：小于0.1；

Ti：小于0.1；

Mo：小于0.5；

不可避免的杂质；和

余量的铁；

该方法包括以下步骤：

a)提供锌或锌合金涂覆的钢的坯料；

b)将步骤a)中获得的坯料再加热至钢的Ac3-200℃至Ac3范围内的再加热温度T_RH；

c)在再加热温度T_RH下将坯料均热至多3分钟；

d)在压机中成型制品；

e)冷却该制品。

本发明基于对钢基材的组成的修改，该钢基材提供有锌或锌合金基涂层。对于较高的Mn量，加热时奥氏体转变开始(Ac1)和完成(Ac3)的温度降低。在Ac3以下进行再加热以获得奥氏体中高Mn富集的超细临界结构。由于在先前的临界退火过程中的锰富集，因此奥氏体在室温下稳定，提供了具有大量残留奥氏体(20体积％以上)的超细显微组织。如下所述，在与先前退火温度相似的温度下进行再加热过程中，坯料的室温显微组织被软化，并且由于再加热和均热的时间短，由于作为大的取代元素的Mn的扩散，可仅在小的程度上发生Mn向奥氏体的分配。冷却至室温后，获得类似的高残留奥氏体。高于9重量％的Mn含量将由于极高的偏析而使钢的连续铸造变得困难，而含量低于3重量％将不会在奥氏体中给出足够Mn富集从而在室温下获得足够的残留奥氏体量。残留奥氏体在变形过程中转变为马氏体，从而引起相变诱导塑性(TRIP)效应。由于TRIP效应，该产品可实现高总伸长率和高弯曲性。因此，根据本发明，通过产生包含大量残留奥氏体以引起相变诱导塑性(TRIP)效应的显微组织，据信实现了热成形超高强度钢的总伸长率。

因此，由于两个原因，钢基材组合物的这种改变允许避免液锌引起的微裂纹。首先，再加热温度T_RH相对低，从而避免了Zn的极端氧化，其次，再加热和均热的总时间短，因此从动力学的角度来看，涂层中的Zn没有足够的时间来液化。此外，已经发现，钢组合物允许应用坚固的成型工艺，而不需要高温再加热和压淬的基本热成形步骤。通过采用根据本发明的不同的基材概念，即中锰钢概念，确保了高的服役延展性(>15％，优选>20％)。这进而将增加产品的碰撞能量吸收能力，而不会损害可弯曲性。

根据本发明的成型方法，将具有所定义的钢组成的锌或锌合金涂覆的钢坯料再加热至Ac3-200℃至Ac3范围内的加热温度T_RH，并在此温度下保持小于3分钟的短时间。如上所述，由于Mn量，抑制了Ac1和Ac3。因此，在Ac3-200至Ac3的范围内的再加热温度T_RH相对低。在该温度范围内和在相对短的均热时间下，坯料基本上仅被软化以促进随后的成型步骤，而所接收坯料的性质保持基本相同，这是因为起始的显微组织基本没有变化，并且钢基材组成中的主要合金化元素锰不允许显著扩散。出于相同的原因，锌基涂层不熔化，并且Zn和Fe之间的界面也不会减弱，从而避免了在后续成型过程中在载荷下产生(微)裂纹。将如此再加热的坯料转移到成型工具(通常是压机)用于变形，其中将坯料变形为期望的形状。在成型之后，将制品冷却。由于含锰量高的奥氏体非常稳定，因此传统热成形中必不可少的压淬不是必要的，并且当其部分转变为马氏体时，其具有非常高的淬冷性，使更高速率的压淬不必要。可以将成型制品从压机中取出并使其在环境气氛中冷却。也可使用空气强制冷却或联合压淬，然后在空气中强制冷却。

在一个有利的实施方案中，再加热步骤b)是闪热(flash)再加热步骤，其中以高速率将坯料再加热到再加热温度T_RH，几乎没有任何时间发生熔化和扩散过程。有利地，再加热速率为30℃/s以上。在一个实施方案中，再加热速率为至少60℃/s，优选100℃/s以上。当前，用于热成形的再加热是在长的(例如约60m)炉中进行的，其中再加热时间较不受控。从坯料到坯料的不同再加热时间可由于在基材钢中的锌涂层扩散变化而导致不同的涂层性能。

可以通过感应加热获得上述的高再加热速率。如果将感应炉用于执行根据本发明的方法，则可以设计得更小，这在从坯料到坯料的加热时间中提供更多控制。另外，小型感应炉需要较少的资金投入。

在一个实施方案中，再加热温度T_RH在Ac3-100℃至Ac3的范围内，或在临界温度范围Ac1-Ac3内。在一个实施方案中，再加热温度T_RH低于700℃。在另一个实施方案中，其低于675℃，以避免Zn的极端氧化。

在步骤c)中，优选地尽可能短地将再加热的坯料均热。如上所述，再加热和均热的目的是使钢软化而不改变所收到的坯料的显微组织。合适的均热时间少于3分钟，而少于2分钟的均热时间是有利的。优选地，将再加热的坯料均热少于1分钟，优选少于30秒的时间。减少再加热和均热的总时间大大减少了加工时间，允许更高的生产率。

将再加热的坯料从炉或其他加热设备转移到成型工具用于变形。优选地，转移时间短，优选地在10-15秒内。在有利的实施方案中，转移期间的温度下降不超过150℃。优选地，温度下降在100-150℃的范围内。如果温度下降较高，则坯料可能太冷而无法在随后的成型步骤中变形。

本发明的方法允许在变形之后，例如在100-450℃(例如200-425℃)范围内的出口温度，立即将成型制品从压机中取出，因为不需要压淬。

在步骤e)中，在约3至约5℃/s范围内的冷却速率代表实用值，其可以在成型制品(厚度为1-1.5mm)的空冷期间获得。

在一个实施方案中，冷却步骤d)在压机中通过压淬进行，有利地至100-250℃，优选150-200℃范围内的温度。考虑到淬硬性，至少3℃/s的淬冷速率是合适的。即使再加热时间短，坯料中的马氏体在再加热过程中也转变为奥氏体，这种相对慢的冷却速度将确保成型制品中的奥氏体再次转变为马氏体。有利地，淬冷速率为至少5℃/s。从压机中取出后，使成型制品进一步冷却至环境温度。

还涉及了诸如空冷或强制空冷的压淬的替代方案。

如上所述，由于钢坯料组合物的化学性质，再加热和均热步骤条件避免有利于Zn液化的情况，因此避免随后的成型步骤中有利于微裂纹的条件。而且，在这些步骤中，锌或锌合金涂覆的钢坯料的显微组织基本上没有改变。

在一个优选的实施方案中，在步骤a)中由锌或锌合金涂覆的，经临界退火的，冷轧或热轧的带材获得锌或锌合金涂覆的钢坯料。

在一个实施方案中，通过以下方法制造锌或锌合金涂覆的钢坯料：

1)炼钢，例如通过在转炉或电炉中精炼，然后在真空脱气炉中进行二次精炼；

2)例如通过铸造；直接带材铸造或板坯铸造制备板坯；

3)如果需要，对板坯进行再加热；

4)热轧成带材形式；

5)冷却和卷绕；

6)任选地，分批退火；

7)酸洗；

8)冷轧；

9)临界退火(连续或分批)；和

10)锌涂覆，例如热浸镀锌，电镀锌或镀锌退火。

从步骤4)获得的热轧带材也可以直接进行步骤9)和10)

临界退火步骤9)通常在低于700℃的退火温度下进行。优选地，根据本发明的方法的步骤b)和c)中的再加热温度T_RH等于或低于步骤9)中施加的临界退火温度。

在根据本发明的方法中使用的钢是中等Mn钢，其包括碳、锰和铝作为主要组分。任选地，可以存在选自硅、铬、钒、铌、钛和钼的其他合金化元素。可能存在不可避免的杂质，如N、P、S、O、Cu、Ni、Sn、Sb等(源自用于制备钢组合物的起始材料)。它们不是故意添加的，也不是专门控制在预定范围内的。钢组成的余量是铁。

碳以0.01-0.2重量％，例如0.05-0.20重量％，优选0.07-0.20重量％的量存在。

尽管碳也有助于稳定奥氏体，但主要是出于强度考虑而添加它的。

在本发明的组合物中，锰的奥氏体稳定作用由于其较高的比例而更加明显。碳的优选范围是0.1-0.2重量％，并且更优选范围是0.1-0.19重量％。太少的C将不能提供980MPa或优选1000MPa的期望强度水平，并且如果C高于0.2，则成型部件的可焊性可变差。

锰以3.1-9.0重量％的量存在。锰可降低Ac1和Ac3的温度，稳定奥氏体，增加强度和韧性，并通过在室温下稳定奥氏体组织而引起TRIP效应。在低于3.1wt％的水平，不能达到目标效果，而当含量超过9.0重量％时，将引起浇铸和偏析的问题。变形机理也将从转变诱导塑性(TRIP)变为孪生诱导塑性(TWIP)。如果Mn含量太低，则在室温下将残留不足的奥氏体，并且残留奥氏体的稳定性将太低，结果不能获得延展性益处。优选地，Mn含量在3.5-9.0重量％的范围内。在一个实施方案中，Mn为5.0-9.0重量％。在其他实施方案中，其为5.5-8.5重量％，例如6.0-7.5重量％。在另一个实施方案中，Mn以7.0-9.0重量％，例如7.2-8.8重量％的范围存在。

考虑到工业应用，添加铝以扩大温度范围Ac1-Ac3，以增加该方法的稳定性。Al的存在量为0.5-3.0重量％，例如0.6-2.9，优选在1.0-2.25的范围内。

如果存在的话，硅的加入量小于1.5，以通过固溶强化来增加强度。如果存在的话，该量通常大于0.01重量％且小于1.4重量％。其优选范围是0.15-1.0重量％。

Al和Si均有助于抑制渗碳体沉淀以避免延展性的劣化。此外，Al和Si都还提高了峰值退火温度，以在室温下获得最大量的残留奥氏体。因此，在临界退火过程中，Mn的扩散有利于在奥氏体中具有有效的Mn分配。

任选存在选自V、Nb、Ti、Mo和Cr的一种或多种其他微合金化元素。这些微合金化元素通过其碳化物、氮化物或碳氮化物的沉淀硬化而提高强度。Cr还提高了峰值退火温度，以在室温下实现最大量的残留奥氏体，并降低了残留奥氏体含量对退火温度的敏感性。这些导致奥氏体中有效的Mn分配，和退火过程中提高的工艺稳定性。如果存在的话，优选的添加为：V：0.01-0.1重量％；和/或Nb：0.01-0.1重量％；和/或Ti：0.01-0.1重量％；和/或Mo：0.05-0.5重量％；和/或Cr：0.1-2.0重量％。

锌或锌合金涂层的组成不受限制。尽管可以以各种方式施加涂层，但是优选使用标准的GI涂浴进行热浸镀锌。也可以施加其他锌涂层。一个实例包括根据WO2008/102009的锌合金涂层，特别是由0.3-4.0重量％Mg和0.05％-6.0重量％Al和任选至多0.2重量％的一种或多种附加元素以及不可避免的杂质，余量锌组成的锌合金涂层。通常以小于0.2重量％的少量添加的附加元素可以选自Pb、Sb、Ti、Ca、Mn、Sn、La、Ce、Cr、Ni、Zr和Bi。通常添加Pb、Sn、Bi、Sb以形成锌花。优选地，锌合金中附加元素的总量为至多0.2重量％。对于常规应用，这些少量的附加元素不会在很大程度上改变涂层或浴的性能。优选地，当涂层中存在一种或多种附加元素时，每种元素的含量＜0.02重量％，优选每种元素的存在量＜0.01重量％。通常仅添加附加元素，以防止在用于热浸镀锌的具有熔融锌合金的浴中形成渣料，或在涂层中形成锌花。

所获得的成型制品优选具有三相或双相显微组织，其包含(以体积％计):

铁素体：30％以上，优选40％以上；

奥氏体：20％以上，优选30％以上。

马氏体：50％以下，包括0％，优选30％以下，包括0％。

有利地，所得成型制品具有以下性能：

屈服强度：800MPa以上，

优选850MPa以上，

最优选900MPa以上；

抗拉强度：980MPa以上，

优选1000MPa以上；

总伸长率：15％以上，

优选25％或更多；

在1.0mm厚度处的最小弯曲角度：90°以上，优选100°以上。

如上所述，通过在钢带材的制造中在从带材切下的坯料进行再加热之前使用临界退火步骤，会发生Mn从铁素体到奥氏体的分配，从而使临界奥氏体更加稳定。在临界退火之后的冷却过程中，由于低M_s导致的高稳定性，临界奥氏体不会显著转变为马氏体，从而提供了铁素体和残留奥氏体的双相组织。对于低Mn含量，例如低于7％，一些临界奥氏体可转变为马氏体，但马氏体含量将为50体积％以下。因此，通过提高Mn水平，可以确保较低的再加热温度T_RH(例如小于700℃)和大量的残留奥氏体(20体积％以上)。该大量的残留奥氏体在成型步骤的变形过程中部分转变为马氏体，引起转变诱导塑性(TRIP)效应，从而导致高应变硬化率(＝高伸长率)。

当钢带材在低于700℃的温度下进行临界退火(分批或连续)时，由于存在大量的残留奥氏体，带材具有高强度和高延展性。在随后的闪热再加热期间，以及低于700℃的临界温度范围内，坯料仅被软化以促进变形。由于Mn(作为相对大尺寸的替代元素)的非常短的再加热和均热时间不能充分扩散，因此机械性能基本上保持不变。优选用于再加热步骤的温度与用于临界退火的温度相同或更低，以确保从奥氏体到铁素体的Mn分布基本上保持相同，并且铁素体含量也不会由于再加热而改变。马氏体(如果存在)可略微回火，但会导致更高的伸长率值。

由于基材合金组合物的设计，制品的残留伸长率(或服役延展性)优选为25％以上。优选使用中锰钢方法的临界再加热步骤来获得超细铁素体(0.5-2.0微米)以及马氏体和高残留奥氏体区域的混合显微组织。因此，保持了在所提供的带材中发展的高延展性。

在另一方面，本发明涉及一种成型制品，该成型制品特别是通过根据本发明的方法从由以下组成(重量％)的钢组合物中获得的：

C：0.01-0.2；

Mn：3.1-9.0；

Al：0.5-3.0；

任选地一种或多种其他合金化元素：

Si：小于1.5；

Cr：小于2.0；

V：小于0.1；

Nb：小于0.1；

Ti：小于0.1；

Mo：小于0.5；

不可避免的杂质；和

余量的铁。

优选地，成型制品具有如上所述的显微组织和机械性能。各种元素的优选组成范围也是适用的。

优选的成型制品是汽车零件，例如底盘的结构部件，特别是那些需要高能量吸收间距高强度的部件。非限制性示例包括B柱和(前)纵向杆。

将参考以下描述的实施例阐明本发明。

图1显示了热成形零件的横截面。

以实验室规模制作钢样品，其组成如表1所示。碳、锰、硅和铝是添加到钢中的元素。其他元素是钢中不可避免的杂质。

表1：钢的组成(以重量％计)

钢	C	Mn	Si	AI	P	S	Cr	Mo
									S1	0.13	7.32	0.22	1.57	0.001	0.002	0.003	0.010
S2	0.094	7.15	0.20	1.54	0.001	0.0014	0.004	0.002

钢	Nb	Ti	V	N	Fe
						S1	0.001	0.001	0.002	0.0009	余量
S2	0.0007	0.001	0.001	0.0010	余量

使用以下工艺步骤制造钢样品。在真空感应炉中制造200mm×100mm×100mm的锭。将它们在1250℃下再加热2小时，然后粗轧至25mm的厚度。然后，将带材再次在1250℃下再加热30分钟，并热轧至3mm的厚度。此后，将热轧钢空冷至室温。

之后，将带材在650℃下退火96小时，并空冷至室温。然后将带材在HC1酸中酸洗以除去氧化物，并冷轧至1.5mm厚。之后，将样品在675℃下连续退火5分钟，并使用Rhesca退火/热浸镀锌模拟器在460℃的Zn-0.4Al重量％的浴中进行热浸镀锌。然后，使用表2中给出的热循环，在Schuler SMG GmbH&Co.KG提供的热成形压机中对200mm×100mm尺寸的Zn涂覆带材进行热成形。使用了两种类型的成形工具-用于获取拉伸、弯曲和显微组织样品的扁平工具，以及用于获取用于微裂纹研究的Ω形轮廓的帽顶(hat-top)工具。

表2：再加热时间和温度

表2中的再加热时间是将带材从室温加热到再加热温度所需的时间加上均热时间。将带材从室温加热到再加热温度的时间约为8秒。达到再加热温度后，将钢带材在3秒钟内转移到热成形压机中，然后进行热压并冷却至低于200℃的温度，将其从压机中取出并在空气中进一步冷却。

根据NEN10002标准进行拉伸测试。拉伸试样具有50mm的规格长度，20mm的宽度。弯曲测试根据VDA 238-100标准在40mm×30mm×1.5mm的样品上进行。

表3示出了热成形之前的机械性能的结果，并且表4示出了热成形之后的机械性能的结果。在表3和表4中，Rp＝屈服强度，Rm＝极限拉伸强度，Ag＝均匀伸长率，At＝总伸长率。BA＝弯曲角度，L＝弯曲轴平行于轧制方向的纵向试样，T＝弯曲轴垂直于轧制方向的横向试样。使用下式将在1.5mm厚度下测得的弯曲角转换为1mm当量：BA@1.0mm厚度＝测得的BA×厚度的平方根。

表3：热压成形前涂Zn的坯料的机械性能

钢	R<sub>p</sub>，MPa	R<sub>m</sub>(MPa)	A<sub>g</sub>(％)	A<sub>t</sub>(％)	BA-L(°)	BA-T(°)
							S1	919	989	25.9	31.4	125.0	153.9
S2	970	997	9.5	15.1	103.6	137.7

表4：热压成形后涂Zn的钢片材的机械性能

样品的显微组织如下确定。通过X射线衍射(XRD)在样品的1/4厚度位置确定了残留奥氏体的量。在Panalytical Xpert PRO标准粉末衍射仪(CoK_α辐射)上记录在45至165°(2Θ)范围内的XRD图谱。使用用于Rietveld修正的Bruker Topas软件包，通过Rietveld分析进行相比例的定量确定。从衍射图中铁素体衍射位置的峰分裂确定马氏体含量。

表5显示了热成形之前的坯料的显微组织成分，表6显示了热成形之后的零件的显微组织成分。

表5：热压成形前涂Zn的坯料的显微组织成分

表6：热压成形后钢的显微组织成分

通过制作零件的横截面进行检查表3中给出的在加热温度下由钢S2制成的零件，该零件在帽顶工具中成形。在显微镜下检查帽顶形状的侧面部分。两种基材组合物S2的横截面照片示于图1中。这两张照片均显示该基材由完全没有裂纹的锌涂层所覆盖。因此，这些零件将具有良好的耐腐蚀性。

相比之下，图1中的顶部照片显示了由涂锌的22MnB5基材制成的帽顶的横截面，其使用标准的热成形循环通过将坯料加热到至多约850℃进行热成形，在约5分钟时间内奥氏体化，然后如上所述转移到压机和热压机中。22MnB5样品清楚地显示出在横截面中的许多微裂纹。

Claims

1.一种由锌或锌合金涂覆的钢坯料成型制品的方法，该钢包括(以重量计％)：

C：0.01-0.2；

Mn：3.1-9.0；

Al：0.5-3.0；

任选地一种或多种其他合金化元素：

Si：小于1.5；

Cr：小于2.0；

V：小于0.1；

Nb：小于0.1；

Ti：小于0.1；

Mo：小于0.5；

不可避免的杂质；和

余量的铁；

该方法包括以下步骤：

a)提供锌或锌合金涂覆的钢的坯料；

c)在再加热温度T_RH下将坯料均热至多3分钟；

d)在压机中成型制品；

e)冷却该制品。

2.根据权利要求1所述的成型方法，其中再加热步骤b)包括以30℃/s以上的速度，有利地以最低60℃/s的速度升高温度，优选以100℃/s以上的速度升高温度，到再加热温度T_RH。

3.根据权利要求1或2所述的成型方法，其中所述再加热温度T_RH在Ac3-100℃至Ac3的范围内，或者在临界温度范围在Ac1至Ac3的范围内，或者低于700℃，或者低于675℃。

4.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中在步骤c)中，将所述再加热的坯料均热少于2分钟，优选少于1分钟，更优选少于30秒的时间。

5.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中步骤e)包括：压淬，有利地至100-250℃，优选150-200℃的温度；优选以至少3℃/s的淬冷速率，更优选以至少5℃/s的淬冷速率。

6.根据前述权利要求中的任一项所述的成型方法，其中步骤e)包括空冷至环境温度。

7.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中在步骤c)和d)之间将所述加热的制品转移到所述压机中，优选地在10-15秒内，并且有利地，所述温度下降不超过150℃，优选地，所述温度下降在100-150℃的范围内。

8.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中在步骤a)中，所述坯料是从临界退火的、锌或锌合金涂覆的冷轧或热轧钢带材获得的，所述钢带材优选地已经在低于700℃的退火温度下进行了临界退火。

9.根据权利要求8所述的成型方法，其中所述再加热温度T_RH低于所述退火温度。

10.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中所述钢(以重量％计)具有在0.05-0.20，优选地0.07-0.20，更优选地0.1-0.2，更优选地0.1-0.19范围内的C含量，及/或在3.5-9.0或5.0-9.0或5.5-9.0或5.5-8.5或6.0-7.5或7.0-9.0或7.2-8.8的范围内的Mn含量，和/或在0.6-2.9，优选1.0-2.25范围内的Al含量。

11.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中所得成型制品具有包含(以体积％计)如下的显微组织

铁素体:30％以上，优选40％以上；

奥氏体：20％以上，优选30％以上:

马氏体：50％以下，包括0％，

优选30％以下，包括0％。

12.根据前述权利要求中任一项所述的成型方法，其中所得成型制品具有以下特性：

屈服强度：800MPa以上，优选850MPa以上，最优选为900MPa以上；

拉伸强度：980MPa以上，优选1000MPa以上；

总伸长率：15％以上，优选25％以上；

1.0mm厚度时的最小弯曲角度：90°以上，优选100°以上。

13.得自钢组合物的成型制品，由如下构成(以重量％计)

C：0.01-0.2，

Mn：3.1-9.0，

Al：0.5-3.0，

任选地一种或多种其他合金化元素：

Si：小于1.5，

Cr：小于2.0；

V：小于0.1；

Nb：小于0.1；

Ti：小于0.1；

Mo：小于0.5；

不可避免的杂质，和

余量的铁。

14.根据权利要求13所述的成型制品，其中所述成型制品具有以下特性：

屈服强度：800MPa以上，优选850MPa以上，最优选为900MPa以上；

拉伸强度：980MPa以上，优选1000MPa以上；

总伸长率：15％以上，优选25％以上；

在1.0mm厚度下的最小弯曲角：90°以上，优选100°以上

和/或

包含如下(以体积％计)的显微组织

铁素体：30％以上，优选40％以上；

奥氏体：20％以上，优选30％以上；

马氏体：50％或以下，包括0％，

优选30％或以下，包括0％。

15.根据权利要求13和14中任一项所述的成型制品，其是汽车部件。