CN113966413A - 热冲压部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个实施例公开了一种热冲压部件，其包括：基材钢板和位于所述基材钢板顶部的镀覆层，所述镀覆层包括彼此顺序堆叠的第一层和第二层，其中，所述镀覆层进一步包括在所述第二层内以岛状布置的金属间化合物部，所述金属间化合物部相对于所述第二层的面积百分比为20％至60％。

Description

热冲压部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种热冲压部件及其制造方法。
背景技术
随着全世界对环境管制和与燃料经济性相关的管制日益强化，针对更轻的车辆材料的需求也在增加。因此，正在积极地进行对超高强度钢和热冲压钢的研发。其中，热冲压工艺通常由加热/成型/冷却/修整操作组成，并且在工艺中会利用材料的相转变和微观组织的变化。
近年来，正在积极地进行研究以改善通过热冲压工艺制造的热冲压部件中发生的延迟断裂、耐腐蚀性以及焊接性。与此关联的技术包括韩国公开专利公报第10-2018-0095757号(发明名称：热冲压部件的制造方法)等。
发明内容
技术问题
本发明的实施例提供了一种具有改进的氢脆性、耐腐蚀性以及焊接性的热冲压部件及其制造方法。
技术方案
本发明的一个实施例公开了一种热冲压部件，其包括：基材钢板和所述基材钢板上的镀覆层，所述镀覆层包括第一层、第二层以及在所述第二层内以岛状布置的金属间化合物部，其中所述第一层和第二层顺序堆叠，并且所述金属间化合物部相对于所述第二层的面积份数为20％至60％。
根据本实施例，第二层包括FeAl3相和Fe2Al5相中的至少一种，所述FeAl3相和Fe2Al5相的平均晶粒尺寸可以为3μm至15μm。
根据本实施例，所述金属间化合物部可以在所述第二层内不连续地布置。
根据本实施例，所述金属间化合物部可以包含62重量％至67重量％的铁(Fe)、2重量％至6重量％的硅(Si)以及30重量％至34重量％的铝(Al)。
根据本实施例，所述金属间化合物部包含的铝含量可以高于所述第二层包含的铝含量。
根据本实施例，所述镀覆层进一步包括在第二层上堆叠的表面层，所述表面层的平均厚度可以是100nm至200nm。
根据本实施例，所述基材钢板可以包含0.19重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至1重量％的硅(Si)、1重量％至2重量％的锰(Mn)、多于0重量％且少于或等于0.03重量％的磷(P)、多于0重量％且少于或等于0.01重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.01重量％至0.05重量％的钛(Ti)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、剩余部分的铁(Fe)以及不可避免的杂质。
本发明的另一个实施例提供了一种热冲压部件的制造方法，其可以包括：通过将基材钢板浸入包含铝和硅的镀浴中来制造镀覆钢板；将包含酯基化合物的油涂覆在所述镀覆钢板上；通过切割所述涂覆有油的镀覆钢板来形成坯板；以及在加热炉内加热所述坯板。
根据本实施例，所述油可以以0.1g/m2至10g/m2涂覆在所述镀覆钢板上。
根据本实施例，所述油可以包含10重量％至30重量％的加氢处理的重质石蜡精炼油、30重量％至50重量％的溶剂脱蜡重质石蜡精炼油、1重量％至5重量％的溶剂精炼重质石蜡精炼油以及10重量％至40重量％的酯基化合物。
根据本实施例，在加热炉内加热坯板中，所述加热炉可以配备具有彼此不同的温度范围的多个区间，所述坯板可以在所述加热炉内分阶段加热。
根据本实施例，在加热炉内加热坯板中，所述坯板的升温速度可以是4.5℃/s至10℃/s。
根据本实施例，在加热炉内加热坯板中，可以将具有彼此不同的厚度的至少两个坯板同时转移至所述加热炉内。
根据本实施例，在加热坯板之后，所述方法可以进一步包括：将经加热的坯板从加热炉转移至冲压模具；通过对经转移的坯板进行热冲压以形成成型体；以及冷却所形成的成型体。
有益效果
根据本发明的实施例，通过热冲压涂覆有包含酯基化合物的油的坯板，可以改善通过热冲压制造的部件的氢脆性、耐腐蚀性以及焊接性。
附图说明
图1是示出根据实施例的热冲压部件的截面图。
图2是示出根据实施例的热冲压部件中包括的第二层的耐剥离性的评价结果的图表。
图3是示意性地示出在根据实施例的热冲压部件的制造方法中使用的坯板的制备工艺的流程图。
图4是示意性地示出根据实施例的热冲压部件的制造方法的流程图。
图5是示出用于说明图3的坯板加热步骤的图表。
图6是示出涂覆有包含酯基化合物的油的坯板和涂覆有常规油的坯板的温度随时间变化的图表。
图7a至图7c是分别示出实施例1和比较例1、实施例2和比较例2以及实施例3和比较例3的气体热脱附分析结果的图表。
图8a和图8b是分别示出实施例1和比较例1的表面层的照片。
图9是示出根据实施例1和比较例1的热冲压部件在点焊时的电阻测量结果的图表。
图10是示出实施例1和比较例1的耐腐蚀性评价实验结果的图表。
具体实施方式
由于本发明可以进行各种变换并具有多种实施例，因此在涂覆中显示了特定实施例，并在详细描述中进行详细描述。参考后面将与附图一同描述的实施例，本发明的效果和特征以及其实现方法将变得显而易见。但是本发明并不受限于以下实施例，并且可以以各种形式实施。
在以下实施例中，诸如第一、第二等术语用于区分一个构成要素与另一个构成要素，而并非具有限制意义。
在以下实施例中，单数的表达包括复数的表达，除非上下文存在明确的区分。
在以下实施例中，包括或具有等术语意指存在说明书中记载的特征或构成要素，但是并不排除预先加入一个或多个其它特征或构成要素的可能性。
在以下实施例中，当提及膜、区域、构成要素等的部分位于其它部分之上时，不仅包括直接位于其它部分之上的情况，也包括其中间夹置其它膜、区域、构成要素等的情况。
为了便于描述，附图中构成要素的大小可能被放大或缩小。例如，为了便于描述，任意示出了附图中所示的每个组件的尺寸和厚度，因此本发明并不限于附图中所示内容。
在某些实施例可以以其它方式实施时，可以实施不同于所描述的顺序的特定工艺顺序。例如，实际上可以同时执行连续描述的两个工艺，或者可以与所描述的顺序相反的顺序执行。
下面，将参考附图详细地描述本发明的实施例，在参考附图进行描述时，相同或对应的构成要素赋予相同的附图标记。
图1是示出根据本发明的实施例的热冲压部件的截面图。
参考图1，根据本发明的实施例的热冲压部件10可以包括基材钢板100和镀覆层200，所述镀覆层200位于所述基材钢板100之上。
基材钢板100可以是通过对钢坯进行热轧工艺和冷轧工艺而制造的钢板，所述钢坯铸造为包含预定含量的预定合金元素。例如，基材钢板100可以包含碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、磷(P)、硫(S)、钛(Ti)、硼(B)、剩余部分的铁(Fe)以及其它不可避免的杂质。另外，基材钢板100可以进一步包含铌(Nb)、钼(Mo)以及铝(Al)中的一种或多种成分。
碳(C)是决定基材钢板100的强度和硬度的主要元素，并且出于在热冲压工艺以后确保基材钢板100的抗拉强度和淬透性特性的目的而添加。例如，基于基材钢板100的总重量，可以包含0.19重量％至0.38重量％的碳(C)。当碳的含量小于0.19重量％时，可能难以确保基材钢板100的机械强度。与此相反，当碳的含量大于0.38重量％时，基材钢板100的韧性可能下降或者可能导致脆性控制问题。
硅(Si)是固溶体强化元素，其可以改善基材钢板100的强度和延展性。另外，硅可以抑制渗碳体的生成，渗碳体是由氢脆性引起的裂纹的起始点。基于基材钢板100的总重量，可以包含0.1重量％至1重量％的硅。当硅的含量小于0.1重量％时，难以获得上述效果，与此相反，当硅的含量大于1重量％时，基材钢板100的镀覆特性可能下降。
锰(Mn)出于在热处理时增加淬透性和强度的目的而添加。基于基材钢板100的总重量，可以包含1重量％至2重量％的锰。当锰的含量小于1重量％时，由于晶粒细化的效果不充分，并且热冲压部件的硬质相份数可能不足。与此相反，当锰的含量大于2重量％时，由于锰偏析或珠光体带，延展性和韧性可能降低，这可能导致基材钢板100的弯曲性能降低，并且可能产生不均匀的微观组织。
磷(P)出于防止基材钢板100的韧性下降的目的而添加。基于基材钢板100的总重量，可以包含大于0重量％且小于或等于0.03重量％的磷。当磷的含量大于0.03重量％时，会生成磷化铁化合物，从而使韧性下降，并在制造过程中使基材钢板100产生裂纹。
基于基材钢板100的总重量，可以包含大于0重量％且小于或等于0.01重量％的硫(S)。当硫的含量大于0.01重量％时，热加工性能可能降低，并且由于较大夹杂物的生成，可能产生例如裂纹等表面缺陷。
铬(Cr)出于提高基材钢板100的淬透性和强度的目的而添加。基于基材钢板100的总重量，可以包含0.1重量％至0.6重量％的铬。当铬的含量小于0.1重量％时，提高淬透性和强度的效果可能不足。与此相反，当铬的含量大于0.6重量％时，可能导致生产成本增加和基材钢板100的韧性下降。
钛(Ti)出于通过热冲压热处理后形成析出物来增强淬透性和改善材质的目的而添加。另外，钛在高温下形成例如Ti(C、N)等析出相，可以有效地有助于奥氏体晶粒的细化。基于基材钢板100的总重量，可以包含0.01重量％至0.05重量％的钛。当钛的含量小于0.01重量％时，析出物的形成可能不明显，并且晶粒细化效果可能不足。与此相反，当钛的含量大于0.05重量％时，可能导致延伸率的下降以及韧性的下降。
硼(B)出于通过确保马氏体组织来确保基材钢板100的淬透性和强度的目的而添加，并且通过提高奥氏体晶粒生长温度来获得晶粒细化效果。基于基材钢板100的总重量，可以包含0.001重量％至0.005重量％的硼。当硼的含量小于0.001重量％时，淬透性提高效果可能不足。与此相反，当硼的含量大于0.005重量％时，脆性风险和延伸率降低的风险可能增加。
例如，当制造的热冲压部件的抗拉强度的目标为大于或等于1680MPa时，基材钢板100可以包含0.20重量％至0.50重量％的碳(C)、0.15重量％至0.70重量％的硅(Si)、0.5重量％至2.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.05重量％的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.01重量％的硫(S)、剩余部分的铁(Fe)以及其它不可避免的杂质，并且可以选择性地包含0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、0.05重量％至0.5重量％的铬(Cr)、0.05重量％至0.3重量％的钼(Mo)以及0.05重量％至0.6重量％的镍(Ni)中的一种或多种，另外，可以以大于0重量％且小于或等于0.1重量％的量包含钛(Ti)、铌(Nb)以及钒(V)中的一种或多种。
镀覆层200以10μm至50μm的厚度形成于基材钢板100的至少一个表面上，并且包含铝(Al)。其中，镀覆层200的厚度是指镀覆层200整个面积中的镀覆层200的平均厚度。当镀覆层200的厚度小于10μm时，耐腐蚀性会下降，并且当镀覆层200的厚度大于50μm时，热冲压部件10的生产率下降，并且在热冲压工艺中，镀覆层200可能会附着在滚轴或模具上，从而使镀覆层200从基材钢板100上剥离。
镀覆层200可以包括在基材钢板100上顺序堆叠的第一层210和第二层220。另外，镀覆层200可以进一步包括在第二层220上堆叠的表面层240。表面层240为包含80重量％或更多的铝(Al)的层，并且通过在基材钢板100上堆叠表面层240，可以防止基材钢板100的氧化。例如，布置于基材钢板100上的表面层240的平均厚度可以为100nm至500nm。
第一层210和第二层220可以由多晶体形成。例如，第二层220的厚度可以形成为比第一层210厚。例如，第二层220的厚度可以形成为第一层210厚度的1.6倍至3.6倍。在下面将描述的热冲压部件的制造方法中，镀覆层200可以通过热冲压工艺的坯板加热步骤中的热反应而形成为最终溶解硅(Si)的铁-铝(Fe-Al)基镀覆层。
镀覆层200可以包括位于基材钢板100上的第一层210。第一层210可以包含在热冲压制造工艺中通过热扩散而彼此混合的铁(Fe)、铝(Al)以及硅(Si)。例如，第一层210可以具有α-Fe相或Fe3Al2相。另外，第一层210可以进一步包括空腔。
镀覆层200可以包括位于第一层210上的第二层220。另外，镀覆层200可以进一步包括在第二层220内以岛状布置的金属间化合物部230。第二层220包含FeAl3相和Fe2Al5相中的至少一种，所述FeAl3相和Fe2Al5相的平均晶粒尺寸可以为3μm至15μm。
图2是示出在根据实施例的热冲压部件中包括的第二层的耐剥离性评价结果的图表。具体地，图2是示出通过dolly测试测量从基材钢板100上剥离第二层220的强度的结果的图表。
参考图2，可以看出当第二层220的平均晶粒尺寸为3μm(a)时，粘合强度为6.52MPa，当第二层220的平均晶粒尺寸为7μm(b)时,粘合强度为6.09MPa，当第二层220的平均晶粒尺寸为10μm(c)时，粘合强度为5.37MPa，并且当第二层220的平均晶粒尺寸为15μm(d)时，粘合强度为5.21MPa。另外，可以看出当第二层220的平均晶粒尺寸为17μm(e)时，粘合强度为3.94MPa，并且当第二层220的平均晶粒尺寸为20μm(f)时，粘合强度为3.85MPa。从中可以看出，当第二层220的平均晶粒尺寸大于15μm时，第二层220的粘合强度下降。
因此，当第二层220的平均晶粒尺寸大于15μm时，可以容易地从基材钢板100上剥离镀覆层200。更具体地，当第二层220的平均晶粒尺寸大于15μm时，第二层220的粘合强度下降，因此可以容易地从基材钢板100和/或第一层210上剥离第二层220。
另外，当利用后文将描述的热冲压部件的制造方法时，可能难以形成小于3μm的平均晶粒尺寸。
因此，当第二层220的平均晶粒尺寸满足3μm至15μm时，可以提高包括第二层220的镀覆层200的粘合强度，从而可以提高镀覆层200的耐剥离性。
金属间化合物部230可以位于第二层220内。金属间化合物部230可以在第二层220内以岛状分布。金属间化合物部230可以在第二层220内不连续地布置。通过在第二层220内以岛状布置金属间化合物部230，可以提高热冲压部件的焊接性和耐剥离性。
在第二层220内不连续地布置的每个金属间化合物部230可以具有1μm至5μm的尺寸。基于第二层220的总横截面面积，金属间化合物部230可以以20％至60％的份数分布。即，金属间化合物部230相对于第二层220的面积份数可以是20％至60％。当利用后文将描述的热冲压部件的制造方法时，难以将金属间化合物部230相对于第二层220的面积份数形成为小于20％，当金属间化合物部230相对于第二层220的面积份数大于60％时，热冲压部件的焊接性可能下降。
金属间化合物部230可以包含铁-铝(Fe-Al)化合物，并且金属间化合物部230包含的铝的含量可以高于第二层220包含的铝的含量。
例如，第一层210可以包含82重量％至90重量％的铁(Fe)、多于0重量％且少于或等于5重量％的硅(Si)以及9重量％至15重量％的铝(Al)，第二层220可以包含39重量％至47重量％的铁(Fe)、多于0重量％且少于或等于2重量％的硅(Si)以及53重量％至61重量％的铝(Al)，金属间化合物部230可以包含62重量％至67重量％的铁(Fe)、2重量％至6重量％的硅(Si)以及30重量％至34重量％的铝(Al)。
图3是示意性地示出根据本发明的实施例的热冲压部件的制造方法的流程图，图4是示意性地示出图3的制造镀覆钢板的工艺的流程图。下面，将参考图3和图4描述热冲压部件的制造方法。
参考图3，根据实施例的热冲压部件的制造方法可以包括镀覆钢板制造步骤S110、油涂覆步骤S120、坯板形成步骤S130、坯板加热步骤S140、坯板转移步骤S150、成型体形成步骤S160以及成型体冷却步骤S170。
例如，热冲压部件的制造方法可以包括油涂覆步骤S120、坯板形成步骤S130、坯板加热步骤S140、坯板转移步骤S150、成型体形成步骤S160以及成型体冷却步骤S170。
例如，在热冲压部件的制造方法中，可以在执行坯板形成步骤S130后执行油涂覆步骤S120。即，热冲压部件的制造方法可以按照坯板形成步骤S130、油涂覆步骤S120、坯板加热步骤S140、坯板转移步骤S150、成型体形成步骤S160以及成型体冷却步骤S170的顺序来执行。
如图3所示，镀覆钢板制造步骤S110可以包括钢坯的热轧步骤S210、冷却/卷取步骤S220、冷轧步骤S230、退火热处理步骤S240以及热浸镀步骤S250。
首先，制备作为形成镀覆钢板的工艺的对象的半成品钢坯。此时，所述钢坯可以包含0.19重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至1重量％的硅(Si)、1重量％至2重量％的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.03重量％的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.01重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.01重量％至0.05重量％的钛(Ti)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、剩余部分的铁(Fe)以及不可避免的杂质。
对于热轧，执行钢坯的再加热步骤。在钢坯再加热步骤中，通过以预定温度再加热经连续铸造工艺确保的钢坯，可以在铸造时再使用偏析的成分。例如，板坯再加热温度(SRT，Slab Reheating Temperature)可以是1200℃至1400℃。当板坯再加热温度(SRT)低于1200℃时，在铸造时无法充分地再使用偏析的成分，因此可能难以得到显著的合金元素的均质化效果，也难以得到显著的钛(Ti)的固溶效应。尽管板坯再加热温度(SRT)越高越有利于均质化，但是当板坯再加热温度(SRT)高于1400℃时，由于奥氏体晶体粒度增加，因此难以确保强度，并且由于过度的加热工艺，可能增加钢板的制造成本。
在钢坯的热轧步骤S210中，在预定的精轧出口温度下热轧再加热的钢坯。例如，精轧出口温度(Finishing Delivery Temperature：FDT)可以是880℃至950℃。此时，当精轧出口温度(FDT)低于880℃时，因异常区域轧制而产生混晶组织，因而难以确保钢板的加工性，并且由于不均匀的微观组织而导致加工性下降，以及由于快速相变而导致在热轧过程中可能产生通板性。当精轧出口温度(FDT)高于950℃时，奥氏体晶粒可能变粗。另外，由于TiC析出物的粗化，热冲压部件的性能可能降低。
在冷却/卷取步骤S220中，将经热轧的钢板冷却至预定的卷取温度(CoilingTemperature：CT)以进行卷取。例如，卷取温度可以是550℃至800℃。卷取温度影响碳(C)的再分配，并且当卷取温度低于550℃时，由过冷导致的低温相份数增加，并且在冷轧时存在轧制负荷增加的风险，且延展性可能快速下降。与此相反，当卷取温度高于800℃时，由于异常的晶粒生长或过度的晶粒生长，成型性和强度可能发生劣化。
在冷轧步骤S230中，将经卷取的钢板展开(uncoiling)以进行酸洗，然后冷轧。此时，进行酸洗是为了去除经卷取的钢板的氧化皮，即通过上述热轧工艺制造的经热轧的卷材的氧化皮。
退火热处理步骤S240是在大于或等于700℃的温度下对经冷轧的钢板进行退火热处理的步骤。例如，退火热处理包括加热冷轧钢板的步骤和以预定的冷却速度冷却经加热的冷轧钢板的步骤。
热浸镀步骤S250是在经退火热处理的钢板上形成镀覆层的步骤。例如，在热浸镀步骤S250中，可以在经退火热处理的钢板(即基材钢板100)上形成铝-硅(Al-Si)镀覆层200。
具体地，在热浸镀步骤S250中，可以将基材钢板100浸入包含8重量％至12重量％的硅(Si)以及剩余部分的铝(Al)的热浸镀浴中。此时，热浸镀浴可以维持在400℃至700℃的温度。可以通过以40g/m2至180g/m2在基材钢板100的两个表面上镀覆来形成镀覆层200。
油涂覆步骤S120是将包含酯基化合物的油涂覆在通过将基材钢板100浸入包含铝和硅的镀浴中而制造的镀覆钢板上的步骤。所述油可以包含10重量％至30重量％的加氢处理的重质石蜡精炼油、30重量％至50重量％的溶剂脱蜡重质石蜡精炼油、1重量％至5重量％的溶剂精炼重质石蜡精炼油以及10重量％至40重量％的酯基化合物。例如，所述油可以包含10重量％至30重量％的加氢处理的重质石蜡精炼油、30重量％至50重量％的溶剂脱蜡重质石蜡精炼油、1重量％至5重量％的溶剂精炼重质石蜡精炼油以及3重量％至40重量％的聚酯。酯成分可以包含在溶剂脱蜡重质石蜡精炼油和聚酯中。作为另一个实施例，所述油可以包含10重量％至30重量％的加氢处理的重质石蜡精炼油、30重量％至50重量％的溶剂脱蜡重质石蜡精炼油、1重量％至5重量％的溶剂精炼重质石蜡精炼油以及3重量％至40重量％的甲酯。酯成分可以包含在溶剂脱蜡重质石蜡精炼油和甲酯中。在一个实施例中，可以使用奎克(Quaker)公司的商用产品“
Figure BDA0003390448390000111
6130”作为油。
在油涂覆步骤S120中，油可以0.1g/m2至10g/m2涂覆在镀覆钢板上。通过将油以0.1g/m2至10g/m2涂覆在镀覆钢板上，可以在铝-硅(Al-Si)镀覆层的表面上形成油膜。在铝-硅(Al-Si)镀覆层的表面上形成的油膜不仅会影响当在后文描述的坯板加热时基材钢板与铝-硅(Al-Si)镀覆层之间的反应，而且还可能使在坯板加热时从外部流入基材钢板的氢气的量减少。当涂覆在镀覆钢板上的油的量小于0.1g/m2时，通过热冲压部件的制造方法制造的部件的表面可能受到腐蚀。与此相反，涂覆在镀覆钢板上的油的量大于10g/m2时，卷材可能在半径方向上发生变形(屈曲，bucking)。
例如，用于热冲压的镀覆钢板的制造方法可以包括镀覆钢板制造步骤S110和油涂覆步骤S120。表面涂覆有油的用于热冲压的镀覆钢板可以通过包括镀覆钢板制造步骤S110和油涂覆步骤S120的用于热冲压的镀覆钢板的制造方法来制造。
坯板形成步骤S130是通过切割涂覆有油的镀覆钢板来形成坯板的步骤。在坯板形成步骤S130中，通过根据目的将表面涂覆有油的镀覆钢板切割成所需形状来形成坯板。通过切割表面涂覆有油的镀覆钢板，可以提供用于热冲压的坯板。
例如，在执行坯板形成步骤S130后，可以执行油涂覆步骤S120。此时，在坯板形成步骤S130中，可以通过根据目的将镀覆钢板切割成所需形状来形成坯板。另外，在油涂覆步骤S120中，可以在通过坯板形成步骤S130形成的坯板上涂覆包含酯基化合物的油。在油涂覆步骤S120中，油可以以0.1g/m2至10g/m2涂覆在坯板上。
坯板加热步骤S140可以是在加热炉内加热经切割的坯板的步骤。具体地，坯板加热步骤S140可以是在维持800℃至1000℃的加热炉内加热经切割的坯板的步骤。
例如，当在执行坯板形成步骤S130后执行油涂覆步骤S120时，坯板加热步骤S140可以是在加热炉内加热涂覆有油的坯板的步骤。具体地，坯板加热步骤S140可以是在维持800℃至1000℃的加热炉内加热依次执行坯板形成步骤S130和油涂覆步骤S120的坯板的步骤。
例如，坯板加热步骤S140可以包括多段加热步骤和均热加热步骤。在多段加热步骤中，可以分阶段加热坯板，并且在均热加热步骤中，可以在均匀的温度下均热加热坯板。具体地，在多段加热步骤中，由于坯板通过加热炉内配备的多个区域，因此可以分阶段提高坯板的温度。在加热炉内配备的多个区间中，可以存在多个执行多段加热步骤的区间，设定每个区间的温度使其从放入坯板的加热炉入口向取出坯板的加热炉出口方向上升，从而可以分阶段提高坯板的温度。多段加热步骤之后可以执行均热加热步骤。在均热加热步骤中，在经多段加热的坯板通过加热炉的温度设定为Ac3至1000℃的区域时，可以热处理经多段加热的坯板。优选地，在均热加热步骤中，可以在930℃至1000℃的温度下均热加热经多段加热的坯板。进一步优选地，在均热加热步骤中，可以在950℃至1000℃的温度下均热加热经多段加热的坯板。另外，在加热炉内配备的多个区间中，可以存在至少一个执行均热加热步骤的区间。
图5是示出用于说明在根据本发明的实施例的热冲压部件的制造方法的坯板加热步骤中的配备多个区间的加热炉的图表。
参考图5，根据实施例的加热炉可以配备具有不同的温度范围的多个区间。更具体地，加热炉可以配备具有第一温度范围T1的第一区间P1、具有第二温度范围T2的第二区间P2、具有第三温度范围T3的第三区间P3、具有第四温度范围T4的第四区间P4、具有第五温度范围T5的第五区间P5、具有第六温度范围T6的第六区间P6以及具有第七温度范围T7的第七区间P7。
例如，在坯板加热步骤S140中的多段加热步骤中，在坯板通过加热炉内限定的多个区间(例如，第一区间P1至第四区间P4)时，可以分阶段多段加热坯板。另外，在坯板加热步骤S140中的均热加热步骤中，在第一区间P1至第四区间P4进行多段加热的坯板可以在第五区间P5至第七区间P7进行均热加热。
第一区间P1至第七区间P7可以依次布置在加热炉内。具有第一温度范围T1的第一区间P1可以与放入坯板的加热炉的入口相邻，具有第七温度范围T7的第七区间P7可以与排出坯板的加热炉的出口相邻。因此，具有第一温度范围T1的第一区间P1可以是加热炉的第一个区间，具有第七温度范围T7的第七区间P7可以是加热炉的最后一个区间。在加热炉的多个区间中，第五区间P5、第六区间P6以及第七区间P7可以是执行均热加热的区间，而不是执行多段加热的区间。
加热炉内配备的多个区间的温度(例如第一区间P1至第七区间P7的温度)可以从放入坯板的加热炉的入口向取出坯板的加热炉的出口方向增加。然而，第五区间P5、第六区间P6以及第七区间P7的温度可以相同。另外，在加热炉内配备的多个区间中，彼此相邻的两个区间之间的温差可以大于0℃且小于或等于100℃。例如，第一区间P1和第二区间P2之间的温差可以大于0℃且小于或等于100℃。
例如，第一区间P1的第一温度范围T1可以是840℃至860℃或835℃至865℃。第二区间P2的第二温度范围T2可以是870℃至890℃或865℃至895℃。第三区间P3的第三温度范围T3可以是900℃至920℃或895℃至925℃。第四区间P4的第四温度范围T4可以是920℃至940℃或915℃至945℃。第五区间P5的第五温度范围T5可以是Ac3至1000℃。优选地，第五区间P5的第五温度范围T5可以大于或等于930℃且小于或等于1000℃。进一步优选地，第五区间P5的第五温度范围T5可以大于或等于950℃且小于或等于1000℃。第六区间P6的第六温度范围T6和第七区间P7的第七温度范围T7可以与第五区间P5的第五温度范围T5相同。
尽管图5中示出了根据实施例的加热炉配备具有彼此不同的温度范围的七个区间，但本发明并不限于此。加热炉内可以配备具有彼此不同的温度范围的五个区间、六个区间或八个区间等。
例如，在多段加热坯板后，可以均热加热坯板。坯板的均热加热可以在加热炉内配备的多个区间中的最后一个区间执行，并且可以在Ac3至1000℃的温度下执行。
均热加热步骤可以在加热炉的多个区间中的最后一个部分执行。例如，均热加热步骤可以在加热炉的第五区间P5、第六区间P6以及第七区间P7执行。当加热炉内配备多个区间时，如果一个区域的长度较长，则可能存在所述区间内发生温度变化等问题。因此，执行均热加热步骤的区间可以分为第五区间P5、第六区间P6以及第七区间P7，并且所述第五区间P5、第六区间P6以及第七区间P7在加热炉内可以具有相同的温度范围。
在均热加热步骤中，可以在Ac3至1000℃的温度下均热加热经多段加热的坯板。优选地，在均热加热步骤中，可以在930℃至1000℃的温度下均热加热经多段加热的坯板。进一步优选地，在均热加热步骤中，可以在950℃至1000℃的温度下均热加热经多段加热的坯板。
例如，多段加热坯板的区间的长度D1与均热加热坯板的区间的长度D2之比可以是1：1至4：1。更具体地，作为多段加热坯板的区间的第一区间P1至第四区间P4的长度的总和与作为均热加热坯板的区间的第五区间P5至第七区间P7的长度的总和之比可以满足1：1至4：1。当均热加热坯板的区间的长度增加，从而使多段加热坯板的区间的长度D1与均热加热坯板的区间的长度D2之比大于1：1时，在均热加热区间内生成奥氏体(FCC)组织，并使渗入坯板内的氢的量增加，从而导致延迟断裂可能增加。另外，当均热加热坯板的区间的长度缩小，从而使多段加热坯板的区间的长度D1与均热加热坯板的区间的长度D2之比小于4：1时，无法确保足够的均热加热区间(时间)，并且通过热冲压部件的制造方法制造的部件的强度可能不均匀。
例如，在加热炉内配备的多个区间中，均热加热区间可以具有加热炉总长度的20％至50％的长度。
另外，在坯板加热步骤S140中，可以将具有彼此不同厚度的至少两个坯板同时转移至加热炉内。
例如，坯板可以在加热炉内停留180秒至500秒。更具体地，在加热炉内多段加热坯板和均热加热坯板的时间可以是180秒至500秒。当坯板在加热炉内停留的时间短于180秒时，可能难以在所需的均热加热温度下充分地均热加热坯板。另外，当坯板在加热炉内停留的时间长于500秒时，渗入坯板内的氢的量可能增加，因此延迟断裂的风险可能增加，并且热冲压后的耐腐蚀性可能下降。
图6是示出涂覆有包括酯基化合物的油的坯板和涂覆有常规油的坯板的温度随时间变化的图表。
参考图6，可以看出，尽管涂覆有包含酯基化合物的油的坯板310和涂覆有常规油的坯板320从室温直到600℃显示出基本相同的升温速度，但是在600℃至900℃下，涂覆有包含酯基化合物的油的坯板310升温速度比涂覆有常规油的坯板320升温速度更快。即，可以看出涂覆有包含10重量％至40重量％的酯基化合物的油的坯板310升温速度比涂覆有常规油的坯板320升温速度更快。
酯基化合物的水解反应在坯板温度为600℃至900℃的区间内发生，所述酯基化合物的水解反应为吸热反应，通过提高加热炉对应于该区间的温度来促进水解反应，使得可以阻断氢气流入坯板内，并且如图1所示，可以在基材钢板100上形成包括第一层210、第二层220以及在所述第二层220内以岛状布置的金属间化合物部230的镀覆层200。此时，涂覆有包含10重量％至40重量％的酯基化合物的油的坯板310在温度为600℃至900℃的区间内的坯板平均加热速度可以是4.5℃/s至10℃/s。
例如，油可以包含10重量％至40重量％的酯基化合物。通过在油中包含10重量％至40重量％的酯基化合物，扩散性氢的量减少，从而改善了氢致延迟断裂性能，并且通过酯基化合物的水解反应可以形成致密的氧化膜。当油包含的酯基化合物的含量小于10重量％时，扩散性氢的量可能增加，并且可能发生氢致延迟断裂。与此相反，当油包含的酯基化合物的含量大于40重量％时，通过热冲压部件的制造方法制造的部件的表面上可能存在污迹。
坯板转移步骤S150是将经加热的坯板从加热炉转移到冲压模具的步骤。在坯板转移步骤S150中，可以空气冷却经加热的坯板10秒至15秒。
成型体形成步骤S160是通过对经转移的坯板进行热冲压以形成成型体的步骤。成型体冷却步骤S170是冷却形成的成型体的步骤。
可以通过在冲压模具中将成型体成型为最终部件形状然后冷却成型体来形成最终产品。冲压模具内部可以配备有制冷剂循环的冷却通道。借助于通过冲压模具配备的冷却通道供应的制冷剂循环，可以快速冷却经加热的坯板。此时，为了防止板材的回弹(spring back)现象并保持所需的形状，可以在关闭冲压模具时按压板坯并快速冷却。在对经加热的坯板进行成型和冷却时，可以以至少10℃/s的平均冷却速度将坯板冷却至马氏体结束温度。坯板可以在冲压模具中保持3秒至20秒。当在冲压模具中保持坯板的时间短于3秒时，不能充分地进行材料的冷却，并且由于余热导致的各部位的温度偏差可能会影响脆化质量。另外，由于未生成足够量的马氏体，因此可能无法确保机械性能。与此相反，当在冲压模具中保持坯板的时间长于20秒时，由于在冲压模具中的保持时间变长，可能导致生产率下降。
通过适用上述成分和工艺条件可以形成具有耐延迟断裂性能的热冲压部件(构件)。热冲压部件的基层的微观组织具有全马氏体(Full Martensite)组织，并且可以满足大于或等于900MPa的屈服强度、大于或等于1350MPa的抗拉强度以及大于或等于5％的延伸率。
下面，将通过实施例进一步详细地描述本发明。但是，以下实施例仅用于具体描述本发明，本发明的范围并不限制于以下实施例。所属领域的技术人员可以在本发明的范围内，适当修改和改变以下实施例。
表1
Figure BDA0003390448390000161
表2
Figure BDA0003390448390000162
Figure BDA0003390448390000171
表1示出了根据本发明的实施例的基材钢板的成分，表2示出了根据本发明的实施例的用于制造热冲压部件的钢板成分、油条件、是否进行多段加热、均热加热温度以及加热炉内的停留时间。
在表1中，成分体系1的抗拉强度的目标设定为大于或等于1350MPa，成分体系2的抗拉强度的目标设定为大于或等于1680MPa。
参考表1和表2，实施例1、实施例2、比较例1、比较例2以及比较例4的钢材可以包括表1中的成分体系1的组成和剩余部分的铁；实施例3、比较例3以及比较例5的钢材可以包括表1中成分体系2的组成和剩余部分的铁。以相同的条件对具有实施例1至实施例3以及比较例1至比较例5的组成的钢材进行热轧、冷却/卷取、冷轧、退火热处理以及热浸镀处理。
另一方面，在实施例1至实施例3、比较例4以及比较例5中，通过在铝-硅(Al-Si)镀覆层的表面涂覆0.1g/m2的油1来形成油膜；在比较例1至比较例3中，通过在铝-硅(Al-Si)镀覆层的表面涂覆0.1g/m2的油2来形成油膜。此时，使用奎克(Quaker)公司的“Ferrocote6130”产品作为油1，并使用泛宇(Buhmwoo)公司的商用产品“BW-80HG”作为油2。油1包含10重量％至40重量％的聚酯，而油2包含小于10重量％的酯基化合物。
然后，将表面涂覆有油1的实施例1至实施例3的坯板以及表面涂覆有油2的比较例1至比较例3的坯板按照表2的条件进行加热，然后将经加热的坯板转移至成型模具以进行冲压成型，并在大于或等于10℃/s的冷却速度下进行冷却，从而制造热冲压部件。另外，将表面涂覆有油1的比较例4和比较例5的坯板按照表2的条件在均匀的温度下进行加热(单一加热)，然后将经加热的坯板转移至成型模具以进行冲压成型，并在大于或等于10℃/s的冷却速度下进行冷却，从而制造热冲压部件。
<抗拉强度测试>
在制造表3的实施例1至实施例3以及比较例1至比较例5的热冲压部件后，测量室温下的屈服强度、抗拉强度以及延伸率。
表3
Figure BDA0003390448390000181
表3示出了实施例1至实施例3以及比较例1至比较例5在室温下的屈服强度、抗拉强度以及延伸率。参考表4，可以看出实施例1和实施例2的屈服强度大于或等于900MPa，抗拉强度大于或等于1350MPa，延伸率大于或等于5％。另外，可以看出实施例3的抗拉强度大于或等于1680MPa，屈服强度大于或等于1000MPa。
因此，即使通过在镀覆层上涂覆包含10重量％至40重量％酯基化合物的油(油1)的坯板制造热冲压部件，其也可以具有大于或等于预先设定的目标值(例如，1350MPa或1680MPa)的抗拉强度。
<扩散性氢的量和氢致延迟断裂特性评价>
对实施例1至实施例3以及比较例1至比较例5进行热脱附光谱(ThermalDesoprtion Spectroscopy)分析。更具体地，以20℃/min的加热速度将温度从室温升温至500℃，同时测量在低于或等于350℃的温度下由热冲压部释放的扩散性氢的量。另外，对实施例1至实施例3以及比较例1至比较例5进行氢致延迟断裂评价。氢致延迟断裂评价通过四点弯曲测试(4point bending test)进行。四点弯曲测试是将低于或等于弹性极限水平的应力施加到通过再现暴露于腐蚀环境中的状态而制造的试样的特定点上以确认是否发生应力腐蚀开裂的测试方法。此时，应力腐蚀开裂是指腐蚀和连续拉伸应力同时作用时产生的开裂。
具体地，在空气中对抗拉强度大于或等于1350MPa的实施例1、实施例2、比较例1、比较例2以及比较例4中的每个样品施加1000MPa的应力100小时，以检查是否发生断裂。另外，在空气中对抗拉强度大于或等于1680MPa的实施例3、比较例3以及比较例4中的每个样品施加1200MPa的应力100小时，以检查确认是否发生断裂。
表4
Figure BDA0003390448390000191
图7a至图7c是分别示出实施例1和比较例1、实施例2和比较例2以及实施例3和比较例3的热脱附分析结果的图表，表4示出了从实施例1至实施例3以及比较例1至比较例5释放的扩散性氢的量和氢致延迟断裂评价结果。
参考图7a和表4，可以看出，在低于或等于300℃的温度下从实施例1释放的扩散性氢的量小于从比较例1释放的扩散性氢的量。另外，氢致延迟断裂评价结果显示，实施例1未发生断裂，但比较例1发生了断裂。
参考图7b和表4，可以看出，在低于或等于300℃的温度下从实施例2释放的扩散性氢的量小于从比较例2释放的扩散性氢量。另外，氢致延迟断裂评价结果显示，实施例2未发生断裂，但比较例2发生了断裂。
参考图7c和表4，可以看出，在低于或等于300℃的温度下从实施例3释放的扩散性氢的量小于从比较例3释放的扩散性氢的量。另外，氢致延迟断裂评价结果显示，实施例3未发生断裂，但比较例3发生了断裂。
因此，在镀覆层的表面涂覆有包含酯基化合物的油(油1)时，从外部流入的氢的量减少，因此显示出优异的耐氢致延迟断裂性。
另外，分别从执行多段加热的实施例1和实施例3释放的扩散性氢的量小于分别从执行单一加热的比较例4和比较例5释放的扩散性氢的量，并且氢致延迟断裂评价结果显示，实施例1和实施例3未发生断裂，而比较例4和比较例5发生了断裂。
因此，相比于执行单一加热，在执行多段加热时，从外部流入的氢的量减少，因此显示出优异的耐氢致延迟断裂性。
<表面层的厚度观察>
图8a和图8b是分别示出实施例1和比较例1的表面层的照片。具体地，图8a和图8b是示出通过透射电子显微镜(TEM；transmission electron microscope)测量实施例1和比较例1的截面的结果的照片。
参考图8a和图8b，实施例1的表面层240的厚度为约165nm，比较例1的表面层450的厚度为约92nm。因此，相比于比较例1，实施例1具有更厚的表面层，并且如图6所示，可以确定由实施例1的坯板的升温速度与比较例1的坯板的升温速度之间的差异导致厚度差异。由于实施例1的表面层240形成为厚于比较例1的表面层450，因此在镀覆层的表面涂覆包含酯基化合物的油(油1)时，可以更有效地防止基材钢板100的氧化。
<焊接性评价>
对实施例1和比较例1进行焊接性评价。在焊接性评价中，在930℃下在350kgf的压力下将6mm的焊嘴施加至焊接部位4分钟，并在施加电流的状态下测量接触电阻。
图9是示出实施例1和比较例1在点焊时的电阻测量结果的图表。
参考图9，可以看出实施例1的接触电阻低于比较例1的接触电阻。特别地，可以看出实施例1在初始焊接5ms内的接触电阻低于比较例1的接触电阻。因此，由于实施例1的接触电阻低于比较例1的接触电阻，因此可以确认与比较例1的热冲压部件相比，实施例1的热冲压部件具有更优异的焊接性。
<耐腐蚀性评价>
对实施例1和比较例1的热冲压部件进行耐腐蚀性评价。耐腐蚀性评价通过将试样用作工作电极(working electrode)、将高纯度碳棒用作对电极(counter electrode)、将饱和甘汞电极用作参比电极(reference electrode)来构造三电极电化学电池，从而进行铜电位极化试验。在通过在3.5％NaCl溶液中测量开路电位(OCP，open-circuitpotential)10小时以确认电化学稳定后，进行铜电位极化试验，并且基于腐蚀电位(Ecorr)以0.166mV/s的扫描速度从-250mVSCE至0mVSCE施加的电位。
图10是示出实施例1和比较例1的耐腐蚀性评价实验的结果的图表。图10的曲线是实施例1和比较例1的腐蚀电流测量结果，并且腐蚀电流是对应于稳定维持的电位(Potential)发生分支时的电流密度值。
参考图10，经测量的实施例1的腐蚀电流为5×10-4A，比较例1的腐蚀电流为5.5×10-4A。由此，可以看出与实施例1的腐蚀相关的电流密度低于与比较例1的腐蚀相关的电流密度。因此，可以确认，实施例1的耐腐蚀性优于比较例1的耐腐蚀性。
如上所述，尽管本发明参考附图中所示的实施例进行了描述，但这仅是示例性的，所属领域的技术人员能够理解可以基于实施例进行各种变换和实施例的变换。因此，本发明真正的技术保护范围应以所附权利要求的技术构思所决定。

Claims (13)

1.一种热冲压部件，其包括：
基材钢板；和
所述基材钢板上的镀覆层，所述镀覆层包括第一层、第二层和在所述第二层内以岛状布置的金属间化合物部，其中所述第一层和第二层顺序叠层，并且所述金属间化合物部相对于所述第二层的面积份数为20％至60％。
2.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，
所述第二层包含FeAl3相和Fe2Al5相中的至少一种，所述FeAl3相和Fe2Al5相的平均晶粒尺寸为3μm至15μm。
3.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，
所述金属间化合物部在所述第二层内不连续地布置。
4.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，
所述金属间化合物部包含62重量％至67重量％的铁(Fe)、2重量％至6重量％的硅(Si)以及30重量％至34重量％的铝(Al)。
5.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，
所述金属间化合物部包含的铝的含量高于所述第二层包含的铝的含量。
6.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，
所述镀覆层进一步包括在第二层上堆叠的表面层，所述表面层的平均厚度为100nm至200nm。
7.根据权利要求1所述的热冲压部件，其中，
所述基材钢板包含0.19重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至1重量％的硅(Si)、1重量％至2重量％的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.03重量％的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.01重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.01重量％至0.05重量％的钛(Ti)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、剩余部分的铁(Fe)以及不可避免的杂质。
8.一种根据权利要求1至权利要求7中任一项所述的热冲压部件的制造方法，所述方法包括：
通过将基材钢板浸入包含铝和硅的镀浴中来制造镀覆钢板；
将包含酯基化合物的油涂覆在所述镀覆钢板上；
通过切割所述涂覆有油的镀覆钢板来形成坯板；以及
在加热炉内加热所述坯板。
9.根据权利要求8所述的热冲压部件的制造方法，其中，
所述油以0.1g/m2至10g/m2涂覆在所述镀覆钢板上。
10.根据权利要求9所述的热冲压部件的制造方法，其中，
所述油包含10重量％至30重量％的加氢处理的重质石蜡精炼油、30重量％至50重量％的溶剂脱蜡重质石蜡精炼油、1重量％至5重量％的溶剂精炼重质石蜡精炼油以及10重量％至40重量％的酯基化合物。
11.根据权利要求8所述的热冲压部件的制造方法，其中，
在加热炉内加热坯板中，
所述加热炉配备具有彼此不同的温度范围的多个区域，在所述加热炉内分阶段加热所述坯板。
12.根据权利要求11所述的热冲压部件的制造方法，其中，
在加热炉内加热坯板中，
将具有彼此不同厚度的至少两个坯板同时转移至所述加热炉内。
13.根据权利要求8所述的热冲压部件的制造方法，其中，
在加热坯板之后，所述方法进一步包括：
将经加热的坯板从加热炉转移至冲压模具；
通过对经转移的坯板进行热冲压以形成成型体；以及
冷却所形成的成型体。
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