CN116829758A - 耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型用镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法 - Google Patents

耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型用镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种热成型用镀覆钢板、由此制造的热成型部件及它们的制造方法，所述热成型用镀覆钢板包括：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.07‑0.5％、Si：0.05‑1％、Mn：0.5‑5％、P：0.001‑0.015％、S：0.0001‑0.02％、Al：0.01‑0.1％、Cr：0.01‑1％、N：0.001‑0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01‑0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间，其中，所述Sn富集层满足特定关系。

Description

耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型用镀覆钢板、热成型部件 及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及一种耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型用镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。
背景技术
近年来，热成型部件广泛应用于汽车的结构部件，其目的在于通过汽车轻量化来提高燃油效率并保护乘客等。特别地，可以用于很需要超高强度或能量吸收能力的保险杠、车门、立柱加固件等，并且作为这种热成型技术，代表性地有美国授权公报第6296805号(以下，专利文献1)。
专利文献1中，通过将Al-Si基镀覆钢板加热至850℃以上后通过热压成型和快速冷却来将部件的组织形成为马氏体，从而可以确保高拉伸强度的超高强度。当利用这种热成型用超高强度钢时，由于在高温下进行成型，因此复杂的形状也可以容易成型，并且通过模具中快速冷却带来的强度增加，可以期待轻量化效果。但是，已知马氏体组织的抗氢脆性低。特别是热成型部件存在加热后因快速冷却而产生的残余应力，同时钢中的扩散性氢量增加，可能会导致氢脆性所带来的延迟断裂，因此具有部件应用受限制的缺点。此外，这种扩散性氢量在产生应力时向晶界等裂纹产生位置移动，因此可能会使耐碰撞性劣化，因此正在进行各种研究以克服这种问题。
此外，在卷板的制造过程中的工艺参数的变化可能会造成板内整体或局部的机械特性变化。因此，为了制造具有良好的机械特性和均质性的镀覆钢板和热成型部件，需要对制造参数的变化具有较低敏感度的钢组成。
(专利文献1)美国授权公报第6296805号
发明内容
要解决的技术问题
本发明用于解决如上所述的问题，并且本发明的目的在于提供一种耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型用镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。
本发明的要解决的技术问题并不限定于上述内容。本发明所属技术领域的技术人员基于本发明说明书的全部内容可以容易地理解本发明附加的要解决的技术问题。
技术方案
本发明的一个方面提供一种热成型用镀覆钢板，所述镀覆钢板包含：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间，其中，所述热成型用镀覆钢板满足以下关系式1-1和关系式1-2。
[关系式1-1]
[在所述关系式1-1中，所述Sn镀层(coat)表示所述镀层中的平均Sn含量，单位为重量％。此外，所述Sn最大(max)表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值，单位为重量％。]
[关系式1-2]
[在所述关系式1-2中，所述Sn(x)表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量，x1表示在所述镀层和Sn富集层之间的边界处的x轴点，所述x2表示在所述Sn富集层中的Sn含量的最大值处的x轴点。]
本发明的另一个方面提供一种制造热成型用镀覆钢板的方法，其包括以下步骤：将钢坯再加热至1050-1300℃，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；在750-950℃下，将加热的钢坯进行精轧以获得热轧钢板；在500-700℃下，将所述热轧钢板进行收卷；将收卷的热轧钢板进行酸洗处理，以使酸浓度和酸洗时间的乘积为800-10000g/L*s；在退火炉中，在-75℃至+20℃的露点温度条件下，将酸洗处理的钢板以700-900℃进行退火；以及在退火后，使所述钢板通过由铝或铝合金组成的镀浴以进行镀覆。
本发明的另一个方面提供一种热成型部件，其包括：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间，其中，所述热成型部件满足满足以下关系式2-1和关系式2-2。
[关系式2-1]
[在所述关系式2-1中，所述Sn镀层表示所述镀层中的平均Sn含量，单位为重量％。此外，所述Sn最大表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值，单位为重量％。]
[关系式2-2]
[在所述关系式2-2中，所述Sn(x)表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量，x1表示在所述镀层和Sn富集层之间的边界处的x轴点，所述x2表示在所述Sn富集层中的Sn含量的最大值处的x轴点。]
本发明的另一个方面提供一种制造热成型部件的方法，其中，在Ac3至950℃的温度范围内，将上述热成型用镀覆钢板热处理1-1000秒后进行热压成型。
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种热成型用镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法，所述热成型用镀覆钢板通过在基础钢板和镀层之间形成Sn富集层，减少钢中的扩散性氢量，从而具有优异的耐氢脆性和耐碰撞性。
本发明的多种且有益的优点和效果并不限定于上述内容，在对本发明的具体实施方案进行说明的过程中可能更易于理解。
附图说明
图1示意性地示出基础钢板和镀层之间的区域中的Sn富集层的浓度梯度坐标图。
图2示意性地示出通过本发明的示例性的辉光放电光谱法(Glow DischargeOptical Emission Spectrometry，GDS)的Sn浓度梯度坐标图。
图3示出对于本发明的实施例和比较例的根据GDS测量的从镀层到基础钢板侧的厚度方向上的Sn含量的浓度梯度坐标图。
图4示出作为本发明的一个实例的根据热成型部件的参数的扩散性氢量的变化坐标图。
图5示出本发明实施例12的对于基础钢板中的Mn的EPMA成分映射结果。
图6示出本发明的实施例12的对于基础钢板中的Sn的EPMA成分映射结果。
最佳实施方式
以下，对本发明的优选的实施方案进行说明。然而，本发明的实施方案可以变形为各种不同形式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方案。此外，本发明的实施方案是为了向本技术领域的技术人员更完整地说明本发明而提供的。
晶界中的扩散性氢在产生应力时成为促进产生晶界裂纹的原因，因此需要一种烫印后可以减少钢中的扩散性氢量的方法。
因此，本发明人通过分析在热成型用钢材中可以很好地表示耐氢脆性效果的指标即钢中扩散性氢量和利用可以表示耐碰撞性的指标之一的三点弯曲试验(VDA238-100)的方法，对包括添加的Sn在内的各种成分、制造条件、组织等的影响进行了分析。由此发现，随着Sn富集层的形成，可以减少扩散性氢量，并且设计出耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型用镀覆钢板、热成型部件及它们的制造方法。
以下，首先对根据本发明的一个方面的热成型用镀覆钢板和热成型部件进行详细的说明。
根据本发明的一个方面的镀覆钢板包括：基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间。
首先，对本发明的基础钢板的合金组成进行详细的说明。需要注意的是，本发明中表示各元素的含量时，除非另有特别定义，否则所述含量表示重量％。
碳(C)：0.07-0.5％
所述C是提高热处理部件的强度并提高淬透性的元素，并且作为必要元素需要适当地添加以调节强度。当C的含量小于0.07％时，难以充分确保淬透性，在降低冷却速度时无法确保充分的马氏体，随着形成过多的铁素体，耐碰撞性可能会变差。另一方面，当C的含量超过0.5％时，强度过度上升，因此可能会引发脆性，并且焊接性可能会变差。因此，C含量优选控制在0.07-0.5％的范围。但是，在进一步改善上述效果的方面，所述C含量的下限可以为0.078％，所述C含量的上限可以为0.348％。
硅(Si)：0.05-1％
所述Si在炼钢中作为脱氧剂添加，而且Si是固溶强化元素和碳化物生成抑制元素。因此，Si是对内部组织均质化有效的元素，而且有助于提高热成型部件的强度，并且作为对材质均质化有效的元素添加。但是，当Si含量小于0.05％时，无法期待上述效果，而且用于控制Si含量的制造成本和工艺费用会增加，因此不合适。另一方面，当Si含量超过1％时，由于在退火中形成在钢板表面的过量的Si氧化物，镀覆性大幅降低，因此添加1％以下的Si。然而，在进一步改善上述效果的方面，所述Si含量的下限可以为0.17％，所述Si含量的上限可以为0.80％。
锰(Mn)：0.5-5％
所述Mn不仅可以通过固溶强化效果来确保所需强度，而且需要添加Mn以通过提高淬透性来抑制热成型时铁素体的形成。当Mn含量小于0.5％时，难以获得充分的淬透性效果，并且为了不足的淬透性，需要过多的其它高价的合金元素，导致制造成本大幅增加的问题。当Mn含量超过5％时，微细组织中沿着轧制方向排列的带(band)状组织加深，可能会引发内部组织的不均匀性，由此耐碰撞性可能会变差，因此添加5％以下的Mn。然而，在进一步改善上述效果的方面，所述Mn含量的下限可以为0.55％，所述Mn含量的上限更优选可以为4.4％。
磷(P)：0.001-0.015％
所述P在钢中作为杂质存在，为了使P的最低含量小于0.001％，需要大量制造成本，因此不优选。但是，当P含量超过0.015％时，热成型部件的焊接性和由于高温晶界偏析而导致材质物理性质变差，因此将P含量的上限设为0.015％。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述P含量的下限可以为0.005％，所述P含量的上限更优选可以为0.012％。
硫(S)：0.0001-0.02％
所述S是一种杂质，并且S是阻碍部件的延展性、冲击特性及焊接性的元素，因此将S的最大含量限定为0.02％。此外，当S的最低含量小于0.0001％时，大幅增加制造成本，因此不优选。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述S含量的下限可以为0.001％，所述S含量的上限可以为0.01％。
铝(Al)：0.01-0.1％
所述Al是与Si一同在炼钢中起到脱氧作用而提高钢的清洁度的元素。当Al含量小于0.01％时，难以获得上述效果，当Al含量超过0.1％时，由于连铸工艺中形成的过多的AlN析出物，高温延展性降低，导致板坯产生裂纹，可能会引发制造方面的问题，因此将Al含量的上限设为0.1％。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述Al含量的下限可以为0.020％，所述Al含量的上限可以为0.081％。
Cr：0.01-1％
如同Mn，所述Cr作为通过确保钢的淬透性来抑制热成型后的铁素体的形成的元素而添加。当Cr含量小于0.01％时，难以确保上述效果。另一方面，当Cr含量超过1％时，与添加量相比，提高淬透性的效果微乎其微，而且形成过多的粗大的铁碳化物，在应力作用时可能会引发裂纹，导致材质变差，因此将Cr含量的上限设为1％。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述Cr含量的下限可以为0.10％，所述Cr含量的上限可以为0.61％。
氮(N)：0.001-0.02％
所述N作为杂质包含在钢中。为了使N含量小于0.001％，伴随过高的制造成本，当N含量超过0.02％时，由于与添加的Al一起形成AlN，容易产生板坯裂纹，因此将N含量的上限设为0.02％。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述N含量的下限可以为0.003％，所述N含量的上限更优选可以为0.005％。
Ti：0.1％以下(包括0％)
所述Ti是本发明中选择性地添加的元素，并且Ti与钢中作为杂质残留的氮结合而形成TiN，从而可以起到保护用于确保淬透性的B不成为化合物的作用。此外，通过形成TiC析出物，可以期待析出强化和晶粒微细化效果。但是，当Ti含量超过0.1％时，反而会形成大量的粗大的TiN，导致钢的材质变差，因此将Ti含量的上限设为0.1％。另外，所述Ti作为选择性元素而包括未被添加的情况，因此所述Ti含量的下限可以为0％，在进一步改善上述效果的方面，所述Ti含量的下限可以为0.01％，所述Ti含量的上限可以为0.035％。
B：0.01％以下(包括0％)
所述B是本发明中选择性地添加的元素，并且是可以有效地提高淬透性的元素。当添加所述B时，通过偏析在原奥氏体晶界而可以抑制作为杂质的P或/和S的晶界偏析引起的热成型部件的脆性。然而，当B含量超过0.01％时，由于Fe23CB6复合化合物的形成，在热轧过程中可能会引起脆性，因此将B含量的上限设为0.01％。另外，所述B作为选择性元素而包括未被添加的情况，因此所述B含量的下限可以为0％，在进一步改善上述效果的方面，所述B含量的下限可以为0.002％，所述B含量的上限可以为0.008％。
Sn：0.01-0.1％
Sn是制造本发明的热成型部件的核心元素，并且Sb起到通过在基础钢板和镀层界面处形成Sn富集层来减少热处理时吸留的氢含量并减少氢致延迟断裂敏感度的作用。当Sn含量小于0.01％时，镀层和基材铁的界面处不会形成充分的富集层，因此难以期待上述效果。另一方面，当Sn含量超过0.1％时，在晶界中析出过多的Sn，产生应力时引发晶界断裂而导致材质变差，因此将Sn含量的上限优选设为0.1％。但是，在进一步改善上述效果的方面，所述Sn含量的下限可以为0.011％，所述Sn含量的上限更优选可以为0.097％。
除了上述成分之外的余量为铁(Fe)，只要是可以包含在热压成型用钢板中的成分，对进一步的添加不作特别限制。此外，可能会在常规的制造过程中不可避免地从原料或周围环境混入并不期望的杂质，因此不能排除该杂质。这些杂质对于常规的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此本说明书中对其所有内容不作特别说明。
此外，所述镀层包括设置在基础钢板的至少一面的铝或铝合金镀层。所述镀层在最终热成型部件中赋予耐蚀性。在本发明中，所述镀层的种类不受特别限定，只要是用于现有的热成型用镀覆钢板的镀层，则也可以在本发明中不受限制地使用。作为一个实例，所述镀层可以为铝或铝合金镀层，所述镀层优选可以包含6-12％的Si、1-4％的Fe、余量的Al及其它不可避免的杂质。
根据本发明的一个方面，所述镀覆钢板可以包括设置在基础钢板和镀层之间的Sn富集层。这种Sn富集层可以表现在基础钢板和镀层之间的边界区域中的浓度梯度层中。所述浓度梯度层是在基础钢板和镀层相遇的边界区域中浓度发生变化的层，表示在钢板的厚度方向上以重量法为基准Fe为20-99％的范围的区域中改变0.3重量％/μm以上的层。另外，所述Sn富集层是设置在基础钢板和镀层之间，富集有Sn，并且以Sn含量区分的区域。这种Sn富集层和镀层可以通过利用辉光放电光谱法(GDS)分析从镀层的某一点到基础钢板侧的厚度方向的Sn含量的变化来区分。
具体地，如图2所示，以如下图表为基准进行判断，其中，x轴表示从镀层1内部的任意位置到基础钢板3侧的厚度方向的直线距离，y轴表示利用所述GDS测量的Sn含量。
例如，以示意性地示出上述GDS测量结果的图2为基准，在设置在所述镀层1和基础钢板3之间2的朝向x轴(+)方向的Sn含量增加区间21中，从所述镀层的Sn平均含量线10和利用所述GDS测量的Sn含量线100的沿所述x轴(+)方向上的最后接触点11开始(朝向基础钢板3侧的厚度方向)视为Sn富集层2。
此时，所述镀层1的Sn平均含量线10可以是指从Sn富集层2中Sn含量为最大值的点200(Sn最大点)朝向镀层1侧距离8μm的点到距离15μm的点的区间的Sn平均含量线的延长线。
同样，Sn富集层2和基础钢板3也与上述方法相同，在利用所述GDS测量的、设置在所述基础钢板3和镀层1之间2的朝向x轴(-)方向的Sn含量增加区间22中，从所述基础钢板的Sn平均含量线30和利用所述GDS测量的Sn含量线100的沿x轴(-)方向的最后接触点31开始(朝向镀层1侧的厚度方向)视为Sn富集层2。
此时，所述基础钢板3的Sn平均含量线30可以是指从Sn富集层2中Sn含量为最大值的点200(Sn最大点)朝向基础钢板3侧距离8μm的点到距离15μm的点的区间的Sn平均含量线的延长线。
本发明人经过深入细致的研究的结果，发现在热成型的热处理时，可以通过降低被吸留的扩散性氢量来抑制氢致延迟断裂引起的缺陷。具体地，在热成型时将具有由铝或铝合金组成的镀层的坯件进行加热的步骤中，存在于热处理炉中的水蒸气被吸附在坯件的表面。接着，水被解离的同时产生的氢在高温下具有氢溶解度高的奥氏体相的过程中被吸留在钢中。但是，如果因热成型而发生急剧的冷却并转变为马氏体相，则氢的溶解度会急剧降低，并且镀层被合金化的同时形成的合金镀层起到防止氢气释放的阻碍物的作用。因此，大量的扩散性氢的含量会残留在钢中，因此由于氢致延迟断裂引起的产生裂纹的可能性增加。因此，减少热处理时吸留的扩散性氢量是抑制缺陷的重要因素。
进一步地，发明人进行了多次研究的结果，确认到随着钢中的氢含量减少，耐碰撞性呈增加的趋势。这会使热处理时钢中吸留的扩散性氢，特别是存在于晶界的扩散性氢在弯曲加工时受到应力，从而起到容易引发晶界裂纹和传播的作用。因此，可以通过减少钢中的扩散性氢的含量来改善弯曲性、耐碰撞性等特性。
特别地，本发明人发现可以通过在基础钢板和镀层之间形成具有适当的浓度和厚度的Sn富集层来实现这种效果。这是因为Sn富集层起到使钢中吸留的扩散性氢量相对减少的有效的保护膜作用。
根据本发明的一个方面，为了通过有效地减少钢中的氢含量来改善耐氢脆性的同时确保优异的耐碰撞性，所述热成型用镀覆钢板优选满足以下关系式1-1和关系式1-2。此时，以下关系式1-2的单位为[μm*重量％](下述关系式2-2和关系式2-3也相同)。
[关系式1-1]
[在所述关系式1-1中，所述Sn镀层表示所述镀层中的平均Sn含量，单位为重量％。此外，所述Sn最大表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值，单位为重量％。]
[关系式1-2]
[在所述关系式1-2中，所述Sn(x)表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量，x1表示在所述镀层和Sn富集层之间的边界处的x轴点，所述x2表示在所述Sn富集层中的Sn含量的最大值处的x轴点。]
即，为了发挥本发明的所期望的效果，使设置在基础钢板和镀层之间的Sn富集层的Sn浓度和厚度为一定水平以上，并且形成为均满足上述关系式1-1和关系式1-2。此时，所述Sn镀层、Sn最大、Sn(x)、x1和x2等可以通过使用上述辉光放电光谱法(GDS)分析从镀层中的任一点处沿基础钢板的厚度方向的Sn含量的变化时获得的数据来测量。即，在本发明的图2的GDS曲线中，所述Sn镀层可以对应于上述镀层1的Sn的平均含量线10，在本发明的图2的GDS曲线中，所述Sn最大可以对应于Sn富集层2中的Sn含量为最大值的点200。
在所述关系式1-1中，当的值小于1.5，或者在所述关系式1-2中，当的值小于0.015时，Sn富集层中的Sn浓度或Sn富集层的形成厚度不充分，因此难以期待会起到使钢中吸留的扩散性氢量相对减少的保护膜的作用。
另外，在图1中，所述关系式1-2的面积显示为阴影部分。即，上述图1中阴影部分的面积表示从x1(镀层和Sn富集层之间的边界11处的x轴点)到x2(在Sn富集层中，Sn含量的最大值200处的x轴点)的对Sn(x)的积分值(即，在本发明中，可以表示使用分块求积法获得的对应区域的面积)，所述Sn(x)是表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量变化的函数。此时，所述积分值可以通过每0.01μm的x轴的单位长度(或者，单位深度)利用分块求积法的计算来获得。
或者，根据本发明的一个方面，由所述关系式1-1定义的Sn最大/Sn镀层值的下限更优选可以为1.53，由所述关系式1-1定义的Sn最大/Sn镀层值的上限更优选可以为13.0。
此外，根据本发明的一个方面，由所述关系式1-2定义的值的下限更优选可以为0.018，由所述关系式1-2定义的/>值的上限更优选可以为0.35。
此外，根据本发明的一个方面，虽然不作特别限定，但在所述镀覆钢板中，所述Sn富集层的厚度可以为1-20μm(即，1μm以上且20μm以下)的范围。
在所述镀覆钢板中，当Sn富集层的厚度小于1μm时，即使后续进行用于热成型的热处理，也无法形成充分的Sn富集层，因此可能难以期待改善耐氢脆性和耐碰撞特性的所期望的效果。此外，当所述Sn富集层的厚度超过20μm时，在热成型后在晶界上过度析出Sn，并且产生应力时成为裂纹点(crack site)，因此耐碰撞性可能会变差。另外，在进一步改善上述效果的方面，在所述镀覆钢板中，所述Sn富集层的厚度的下限可以为3μm，所述Sn富集层的厚度的上限可以为15μm。
另外，本发明人为了进一步改善镀覆钢板和部件的物理性能，经过深入细致的研究的结果，发现Sn在存在于镀覆钢板的基础钢板中的锰偏析带(band)内适量富集，从而性能得到改善。即，本发明人对各种条件进行研究的结果，确认到偏析带内的Sn富集量满足一定水平以上或者在此基础上Mn偏析带的厚度满足一定水平以下时，这种效果会进一步提高。
具体地，根据本发明的一个方面，在所述镀覆钢板中，所述基础钢板包括Mn偏析带，在所述Mn偏析带中，以面积分数计，Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的区域可以为50％以上(或者，可以为60％以上)。当满足这一条件时，可以降低Mn偏析带中主要产生的MnS等夹杂物的形成，在产生应力时起到抑制产生裂纹和传播位点(site)的作用，从而可以全部确保优异的耐碰撞性。此外，当形成过多的MnS时，可能会出现脆性断裂面过度发达的问题，因此，在Sn富集时，可以通过满足上述组成来降低MnS，由此减少脆性断裂面，因此可以进一步改善弯曲性。
此时，虽然对所述Mn偏析带中的Sn的平均含量的上限不作特别限定，但作为一个实例，可以是相对于所述Mn偏析带之外的基础钢板的区域中的Sn的平均含量的5倍以下。此外，虽然不作特别限定，在所述Mn偏析带中，Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积的上限可以为90％。
图5所示，所述Mn偏析带可以利用对Mn的EPMA成分映射结果来进行区分。具体地，在1200℃以上的温度下，将镀覆钢板进行数小时的热处理后快速冷却以去除Mn偏析带之后测量的根据EPMA的Mn强度(intensity)的平均值设为Mn0。之后，在EPMA中测量的点中，以特定点为中心绘制上下左右面积为0.4μm2的正方形时，如果位于所述正方形内的点中Mn强度为Mn0的1.015倍以上的区域为50％以上，则将该特定点定义为Mn偏析点，如果所述区域低于50％，则定义为不是Mn偏析点。收集这些Mn偏析点并将位于最外围的Mn偏析点用直线连接而绘制的区域设为Mn偏析带。
此外，所述Mn偏析带的Sn的平均含量(Sn2)与所述基材钢板的Sn的平均含量(Sn1)之比(Sn2/Sn1)可以应用根据利用EPMA的Sn的成分映射结果的强度(intensity)的比例来测量。
此外，根据本发明的一个方面，所述Mn偏析带的厚度可以为20μm以下，当满足这一条件时，可以进一步改善耐碰撞性和弯曲性。随着Mn偏析带的厚度变薄，可以提高耐碰撞性和弯曲性，因此对Mn偏析带的厚度的下限可以不作单独限定。但是，作为一个实例，Mn偏析带的厚度的下限可以为1μm。此时，所述Mn偏析带的厚度可以定义为从通过上述方法确定的Mn偏析带的图像中测量在厚度方向(垂直于钢板的轧制方向的方向)上的平均厚度的值。此时，在进一步改善上述效果的方面，在所述镀覆钢板中，所述Mn偏析带的厚度的下限可以为3.0μm，或者所述Mn偏析带的厚度的上限可以为13.4μm。
另外，对于具有上述组成的热成型用镀覆钢板，可以通过后述的热压成型方法来制造具有优异的耐氢脆性和耐碰撞性的热成型部件。
根据本发明的一个方面的热成型部件包括：基础钢板，所述基础钢板具有与上述镀覆钢板的基础钢板相同的合金组成；铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间，并且所述热成型部件满足以下关系式2-1和关系式2-2。此时，对基础钢板、镀层和Sn富集层的说明可以与上述内容相同。此时，所述关系式2-1和关系式2-2是通过经验得到的值，因此可以对单位不作特别限定，只要满足各变量的单位即可。
[关系式2-1]
[在所述关系式2-1中，所述Sn镀层表示所述镀层中的平均Sn含量，单位为重量％。此外，所述Sn最大表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值，单位为重量％。]
[关系式2-2]
[在所述关系式2-2中，所述Sn(x)表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量，x1表示在所述镀层和Sn富集层之间的边界处的x轴点，所述x2表示在所述Sn富集层中的Sn含量的最大值处的x轴点。]
在本发明中，为了热成型而加热镀覆钢板时，Sn富集层的Sn富集程度会进一步加剧。因此，在根据本发明的热成型部件中，通过满足所述关系式2-1和关系式2-2来有效地减少钢中的氢含量，从而可以改善耐氢脆性和耐碰撞性。此时，在热成型部件中，区分所述镀层和Sn富集层的方法以及区分所述基础钢板和Sn富集层的方法可以与上述镀覆钢板中的区分方法相同。
或者，根据本发明的一个方面，由所述关系式2-1定义的Sn最大/Sn镀层值的下限更优选可以为1.83，由所述关系式2-1定义的Sn最大/Sn镀层值的上限更优选可以为13.46。
此外，根据本发明的一个方面，由所述关系式2-2定义的值的下限更优选可以为0.024，由所述关系式2-2定义的/>值的上限更优选可以为0.352。
或者，根据本发明的一个方面，更优选地可以满足以下关系式2-3，由此可以进一步改善耐氢脆性和耐碰撞性。
[关系式2-3]
[在所述关系式2-3中，对Sn(x)、x1和x2的定义与关系式2-2中的定义相同。]
根据本发明的一个方面，在所述热成型部件中，所述基础钢板的微细组织可以包含5％以下(包括0％)的铁素体和余量的马氏体。或者，进一步可以包含1％以下的上贝氏体、残余奥氏体、渗碳体和珠光体等的其它相。
根据本发明的一个方面，以面积分数计，所述基础钢板可以包含5％(包括0％)以下的铁素体，在热成型中，通过调节钢成分确保淬透性和充分的冷却速度，从而可以将铁素体分数控制在5％以下。另外，在热成型部件中，当所述基础钢板的铁素体分数超过5％时，不仅发生强度的降低，而且局部应力相对集中在软质铁素体上而促进裂纹传播，导致耐碰撞性大幅变差。
此外，根据本发明的一个方面，在所述热成型部件中，所述Sn富集层的厚度可以为2-30μm。
在所述热成型部件中，当Sn富集层的厚度小于2μm时，在热成型中不能有效地抑制渗透至钢中的氢，从而可能无法充分发挥所期望的改善耐氢脆性和耐碰撞特性的效果。此外，在所述热成型部件中，当Sn富集层的厚度超过30μm时，不仅Sn组成富集层，而且可能过多地析出到基材铁的表层部的晶界，由此在弯曲时促进裂纹的产生和传播，导致耐碰撞特性可能会降低。另外，从进一步改善上述效果的角度来看，在所述热成型部件中，所述Sn富集层的厚度的下限可以为3.4μm，所述Sn富集层的厚度的上限可以为25μm。
此外，根据本发明的一个方面，所述热成型部件的扩散性氢量可以为0.4ppm以下，由此可以确保优异的耐氢脆性。这是因为这种0.4ppm以下的扩散性氢量使得试片在材料的相同屈服应力下弯曲120分钟而受到应力也不会产生部件的裂纹。
此外，根据本发明的一个方面，在所述热成型部件中，所述基础钢板包括Mn偏析带，在所述Mn偏析带中，以面积分数计，Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的区域可以为50％以上(或者，更优选可以为60％以上)。当满足这一条件时，通过降低Mn偏析带中主要发生的MnS等夹杂物的形成，产生应力时起到抑制裂纹的产生和传播位点的作用，因此可以全部确保优异的耐碰撞性。此外，当形成过多的MnS时，可能会出现脆性断裂面过度发达的问题，因此在Sn富集时通过满足上述组成，可以减少MnS，由此减少脆性断裂面，因此可以进一步改善弯曲性。
此时，虽然对所述Mn偏析带中的Sn的平均含量的上限不作特别限定，但作为一个实例，所述Mn偏析带中的Sn的平均含量可以是除了所述Mn偏析带之外的基础钢板的区域中的Sn的平均含量的5倍以下。此外，虽然不作特别限定，但是在所述Mn偏析带中，Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积的上限可以为95％。
此外，根据本发明的一个方面，在所述热成型部件中，所述Mn偏析带的厚度可以为15μm以下，通过满足这一条件，可以进一步改善耐碰撞性和弯曲性。随着Mn偏析带的厚度变薄，可以提高耐碰撞性和弯曲性，因此可以不单独限定Mn偏析带的厚度的下限。但是，作为一个实例，Mn偏析带的厚度的下限可以为1.5μm。
另外，在进一步改善上述效果的方面，在所述热成型部件中，所述Mn偏析带的厚度的下限可以为4.1μm，或者所述Mn偏析带的厚度的上限可以为15.0μm。
此时，在热成型部件中，Mn偏析带的定义、Mn偏析带中的Sn的平均含量与基础钢板中的Sn的平均含量的比例以及Mn偏析带的厚度的测量可以相同地应用上述镀覆钢板中的测量方法和测量基准。
接着，对作为本发明的另一个方面的制造热成型用镀覆钢板的方法进行说明。
根据本发明的一个方面的制造热成型用镀覆钢板的方法可以包括以下步骤：将钢坯再加热至1050-1300℃，以重量％计，所述钢坯具有上述合金组成；在750-950℃下，将加热的钢坯进行精轧以获得热轧钢板；在500-700℃下，将所述热轧钢板进行收卷；将收卷的热轧钢板进行酸洗处理，以使酸浓度和酸洗时间的乘积为800-10000g/L*s；在退火炉中，在-75℃至-20℃的露点温度条件下，将酸洗处理的热轧钢板以700-860℃进行退火；以及在退火后，使所述热轧钢板通过由铝或铝合金组成的镀浴以进行镀覆。
板坯再加热步骤
首先，将具有上述合金组成的板坯进行再加热至1050-1300℃。当所述再加热温度低于1050℃时，由于板坯组织不能充分均质化，利用析出元素时难以使其再固溶。另一方面，当再加热温度超过1300℃时，形成过多的氧化层，导致去除氧化层的制造成本增加，并且精轧后产生表面缺陷的可能性增加。
精轧步骤
需要在750-950℃下进行精轧。当精轧温度低于750℃时，由于进行双相区轧制，在钢板表层部中引入铁素体，并且难以控制板的形状。另一方面，当精轧温度超过950℃时，可能会发生热轧晶粒的粗化，由于产生过多的热氧化皮，为此后续工艺的制造成本会增加，因此不合适。
收卷步骤
在精轧完成后，在500-700℃下将所述热轧钢板进行收卷后冷却以制造热轧卷板。当收卷温度低于500℃时，在钢板的整体或者局部形成马氏体而难以控制卷板的形状，而且由于热轧钢板的强度过度增加，存在后续的冷轧性降低的问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，形成过多的粗大碳化物，并且热成型部件的应力发生时促进裂纹的产生，因此存在耐碰撞性降低的问题。
酸洗处理步骤
将收卷的热轧钢板进行酸洗处理，以使酸浓度和酸洗时间的乘积为800-10000g/L*s。经过上述再加热、精轧及收卷步骤的钢板上形成Sn富集层，当在酸洗处理工艺中酸的浓度和酸洗时间的乘积在800-10000g/L*s的范围内时，作为本发明的核心的Sn富集层可以受到有效的保护，从而可以发挥减少钢中的扩散性氢量的效果。
具体地，当酸的浓度和酸洗时间的乘积小于800g/L*s时，在精轧过程中产生的氧化皮未被充分去除，可能会引发产品的质量问题。另一方面，当酸的浓度和酸洗时间的乘积超过10000g/L*s时，Sn富集层的整体或一部分在酸洗过程中流失，从而无法发挥所期待的效果，而且可能会引起制造成本的增加，因此将酸的浓度和酸洗时间的乘积的上限设为10000g/L*s。但是，酸洗槽为1个以上且由此的酸的浓度和酸洗时间不同的情况下，可以通过将各个槽的酸浓度和酸洗时间的乘积分别相加来表示上述值。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述酸的浓度和酸洗时间的乘积的下限可以为900g/L*s，或者所述酸的浓度和酸洗时间的乘积的上限可以为4200g/L*s。
根据本发明的一个方面，在所述酸洗处理的步骤中可以使用的酸可以采用本技术领域中通常使用的酸。代表性的酸有盐酸(HCl)、硫酸(H2SO4)等，特别是在本发明中，与使用其它酸的情况相比，使用盐酸(HCl)时具有优异的酸洗能力且工艺费用经济，并且酸洗后的表面上产生异物的可能性小，因此容易确保表面质量。
另外，虽然不作特别限定，但根据本发明的一个方面，所述酸的浓度可以为40-500g/L的范围。当酸的浓度小于40g/L时，在受限的酸洗时间内，在热轧过程中产生的表层氧化皮未被充分去除，导致钢板的表层部中可能会产生缺陷。另一方面，当酸的浓度超过500g/L时，Sn富集层的流失可能会导致最终热成型部件中难以发挥本发明所期望的效果，并且可能会引发过度酸洗所带来的表层部缺陷。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述酸的浓度的下限可以为150g/L，或者所述酸的浓度的上限可以为250g/L。
此外，虽然不作特别限定，但根据本发明的一个方面，所述酸洗时间可以为5-60秒(s)。当所述酸洗时间小于5秒时，钢板的表层氧化皮未被充分去除，可能会引发表层部的缺陷，当所述酸洗时间超过60秒时，由于Sn富集层的流失而降低生产性，导致工艺费用可能会增加。另外，在进一步改善上述效果的方面，或者所述酸洗时间可以为5-25秒。
此外，虽然不作特别限定，但根据本发明的一个方面，所述酸洗温度可以为40-120℃。当所述酸洗的温度低于40℃时，由于酸洗能力不充分而可能对产品的质量产生负面影响。另一方面，当所述酸洗的温度超过120℃时，为了保持高温，不仅固定成本会增加，而且高温引起的酸洗液的汽化量增加，因此可能会存在补充流失的酸洗液的成本增加的问题。另外，在进一步改善上述效果的方面，所述酸洗温度的下限可以为50℃，或者所述酸洗温度的上限可以为100℃。
退火步骤
可以在退火炉中，在-75℃至+20℃的露点温度条件下，将酸洗处理的上述热轧钢板退火至700-900℃。当退火温度低于700℃时，经冷轧的组织的再结晶未能充分完成，因此板的形状可能不良，并且由于镀覆后的强度过高，在冲裁工艺中可能会引发模具的磨损。另一方面，当退火温度超过900℃时，在退火工艺中促进表面氧化物的形成，因此在Al-Si镀覆表面上引发缺陷。或者，在进一步改善抑制冲裁工艺中模具的磨损和镀覆表面缺陷的效果的方面，所述退火温度可以为750-860℃，或者可以为800-860℃。
此外，退火时的气氛优选为非氧化性气氛，并且可以使用氢-氮混合气体等。此时，上述气氛气体的露点温度(Dew point)在-75℃以上且+20℃以下的温度下进行。当露点温度低于-75℃时，需要用于控制露点的附加设备，因此存在制造成本增加的问题。另一方面，当露点温度超过+20℃时，在退火过程中，在钢板表面上形成退火氧化物，因此可能会引起未镀覆等表面质量不良。另外，在进一步改善上述效果的方面，退火时，所述露点温度的下限可以为-55℃，或所述露点温度的上限可以为0℃。
镀覆步骤
在退火工艺之后，立即进行Al-Si镀覆。具体地，在退火之后，使所述热轧钢板通过由铝或铝合金组成的镀浴以制造镀覆钢板。此时，镀覆条件只要是通常适用于热压成型用钢板的镀覆条件，则可以不受限制地应用于本发明，但作为一个实例，所述镀浴的组成可以包含6-12％的Si、1-4％的Fe、余量的Al及其它不可避免的杂质。
此时，虽然不受特别限定，但在镀覆步骤中，以通常制造的单面为基准，镀覆量优选为15-140g/m2。当以单面为基准的镀覆量小于15g/m2时，难以确保所需的热成型部件的耐蚀性，当以单面为基准的镀覆量超过140g/m2时，不仅过多的镀覆粘附量导致制造成本增加，而且难以在卷板全宽和长度方向上将镀覆量均匀地镀覆。
冷轧步骤
根据本发明的一个方面的制造热成型用镀覆钢板的方法进一步包括以下步骤：在上述酸洗处理步骤之后，将热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。
连铸步骤
根据本发明的制造热成型用镀覆钢板的方法可以进一步包括在板坯加热步骤之前，通过轻压下来进行连铸的步骤，但对其不作特别限定。本发明通过在连铸时应用轻压下来制造板坯，从而减少偏析，并且可以改善耐碰撞性。这是因为当板坯偏析过度发生时，偏析带厚厚地富集并形成至最终热成型部件，并且由于在这种偏析带和除了Mn偏析带之外的基础钢板区域之间所产生的硬度差和偏析带内的夹杂物的形成，耐碰撞性可能会降低。
因此，为了生产本发明的板坯，连铸时应在板坯的最终凝固位置之前进行轻压下，并且通过连铸的轻压下时的总压下率优选控制在0.5-5％。当连铸时的总压下率小于0.5％时，由于几乎无法实现压下，中心偏析未被充分去除，导致热成型部件中的耐碰撞性可能会变差。另一方面，当连铸时的总压下率超过5％时，压下辊设备可能承受过大负荷，可能会促进设备故障和老化。
对通过上述制造方法制造的热成型用镀覆钢板进行热压成型，从而可以制造耐氢脆性和耐碰撞性优异的热成型部件。具体地，对利用由上述方法制造的镀覆钢板并通过热成型和模具淬火制造耐氢脆性和耐碰撞性优异的最终部件的方法进行说明。利用根据上述钢组成和制造方法制造的镀覆钢板来制造用于热成型的坯件。在奥氏体单相区温度以上，更详细地在Ac3温度以上和975℃以下的温度范围内加热所述坯件。此时，当加热温度低于Ac3温度时，由于双相区内存在未相变的铁素体，难以确保强度和耐碰撞性。另一方面，当加热温度超过975℃时，部件表面上形成过多的氧化物，难以确保点焊性，并且保持高温的制造成本会增加。另外，在本发明中，所述Ac3相变点温度可以通过以下关系式3计算。
[关系式3]
Ac3[℃]＝881-206×[C]+53×[Si]-15×[Mn]-1×[Cr]+41×[Mo]
[在所述关系式3中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]和[Mo]各自独立地表示基材铁中包含的括号内的各元素的平均重量％含量，在所述元素中，不含有的元素的含量设为“0”并计算。]
随后加热的坯件优选在上述温度范围内保持1-1000秒。当所述保持时间小于1秒时，难以在整个坯件温度范围内温度均匀分布，可能会引发不同位置的材质偏差。另一方面，当所述保持时间超过1000秒时，如同超过加热温度的情况，由于部件表面上形成过多的氧化物而难以确保点焊性，而且引发部件的制造成本的增加。
将如此加热的坯件输送至压力机并以-20℃/秒以上的冷却速度进行热成型和模具淬火以制造最终部件。此时，在小于-20℃/秒的冷却速度的冷却过程中引入铁素体相而形成在晶界上，从而可能会使强度和耐碰撞性变差。对所述坯件的输送、热成型和冷却步骤不作特别限定，可以直接应用通常使用的热成型工艺。
在如此制得的热成型部件中，在存在于基础钢板和镀层之间的浓度梯度层中，形成富集Sn的Sn富集层，因此可以制造一种由于钢中的扩散性氢量减少而具有优异的耐氢脆性和耐碰撞性的热成型部件。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。然而，需要注意的是，下述实施例仅仅是用于例示本发明以进行具体的说明，并不是用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
(实验例1)
为了本发明而使用的钢的组成示于下表1中(相当于余量的Fe及其它杂质)，通过真空溶解制造厚度为60mm的具有各自的组成的板坯。将这种板坯在1200℃下保持1小时后，以900℃的热轧终止温度进行热轧，并以580℃的卷取温度进行收卷。之后，通过200g/L的HCl浓度和20秒的酸洗时间来进行酸洗工艺，将HCl浓度和酸洗时间的乘积统一应用为本发明的范围内的4000g/L·s，然后在下表2的条件下进行退火，浸入由9％的Al、2％的Si、Fe和余量的微量的杂质组成的镀浴中以进行镀覆。在本实施例中，在各种温度下进行热成型，加热时间为6分钟，并且输送至模具的时间为10秒，然后应用模具淬火。
在如上所述制造的试片中进行了用于观察铁素体的组织分析，并且为了确认表面附近的Sn富集层，如图3所示，使用GDS850A(型号，力可(LECO)公司制造)、DC和FR设备，并通过辉光放电光谱法(GDS)来检测存在于基础钢板、镀层的界面的Sn富集层。此时，根据所述GDS实验结果，确认了在基础钢板和镀层之间存在浓度梯度层，所述浓度梯度层在厚度方向(表示垂直于轧制方向的方向)上在以重量法为基准的Fe为20-99％的范围的区域中变化0.3重量％/μm以上。此外，确认了在这种浓度梯度层中存在Sn富集层。
基于该结果，如图1所示，测量参数和/>利用这些参数计算下表中记载的镀覆钢板和热成型部件的关系式1-1、关系式1-2、关系式2-1和关系式2-2的参数值。
此外，对于各实施例和比较例，为了确认由此的扩散性氢量，利用热脱附分析(Thermal Desorption Analysis，TDA)设备(型号：Bruker G8)进行测量。此时，以20℃/分钟升温至400℃，并保持时间以充分出现扩散性氢峰(peak)，从而测量扩散氢曲线(Curve)，并通过积分这些曲线来获得钢中的总扩散性氢量。
另外，应用VDA238-100标准进行三点弯曲试验，所述VDA238-100标准是可以表示热成型部件的耐碰撞性的指标之一。此外，如以下关系式4所示，计算最大载荷值乘以最大载荷值处的弯曲角度的P2，并且确认了改善弯曲性的效果。此时，当所述P2值为35000kgf*°以上时，标记为“良好”，当所述P2值小于35000kgf*°时，标记为“不良”。上述弯曲试验时若最大载荷值或根据最大载荷值的弯曲角度增加，则发生碰撞时可以相对减少裂纹的产生，因此可以理解为耐碰撞性得以改善。因此，为了分析包含Sn的添加在内的各种成分的改善耐碰撞性的效果，将其表示为P2。
[关系式4]
P2＝最大载荷[kgf]×最大弯曲角度[°]
[表1]
钢种 C Si Mn P S Al Cr N Ti B Sn
A 0.22 0.55 0.9 0.011 0.002 0.020 0.10 0.005 0.031 0.003 0.097
B 0.218 0.80 2.3 0.01 0.003 0.068 0.34 0.004 0.028 0.002 0.039
C 0.155 0.25 2.1 0.01 0.001 0.081 0.25 0.003 0.026 0.003 0.011
D 0.308 0.50 4.4 0.01 0.003 0.054 0.37 0.004 0.035 0.004 0.015
E 0.078 0.17 3.5 0.012 0.002 0.034 0.61 0.003 0.030 0.003 0.027
F 0.243 0.37 3.6 0.01 0.004 0.021 0.50 0.005 0.031 0.002 0.059
G 0.216 0.41 1.1 0.011 0.002 0.045 0.20 0.005 0.030 0.004 0.001
H 0.082 0.31 1.5 0.01 0.002 0.027 0.47 0.004 0.024 0.003 0.008
I 0.325 0.65 1.0 0.012 0.001 0.042 0.19 0.006 0.030 0.002 0.002
[表2]
[表3]
Ac3[℃]＝881-206×[C]+53×[Si]-15×[Mn]-1×[Cr]+41×[Mo]
从所述表1至表3可知，在满足本发明的合金组成和制造条件的实施例1至实施例6中，确认了随着关系式1-1、关系式1-2、关系式2-1和关系式2-2的值满足本发明的范围，钢中扩散性氢量减少，同时具有优异的耐碰撞性。
另一方面，在比较例1至比较例3的情况下，钢中的Sn含量未达到本发明的范围，在镀覆钢板和热成型部件中，和/>的值不满足本发明的范围，因此无法有效地抑制钢中的扩散性氢的渗透，从而耐碰撞性不良。
另外，对于上述实施例和比较例，将通过形成Sn富集层而改善耐碰撞性的效果标记于图4中，可以确认随着形成热成型部件的Sn富集层，明显显示出耐碰撞性增加的倾向。因此，可知随着P1值的增加，Sn富集层起到减少钢中的扩散性氢量的有效的保护膜的作用，从而确保优异的耐氢脆性，并且还可以确保优异的耐碰撞性。
(实验例2)
除了在下表4的条件下改变酸洗浓度、酸洗时间和热成型温度之外，通过与上述实验例1相同的方法制造试片。此时，酸洗的温度统一采用80℃。
对于下表4的各实施例和比较例，通过与上述实验例1相同的方法测量关系式1-1、关系式1-2、关系式2-1及关系式2-2的值并示于下表5中。此外，对于各实施例和比较例的镀覆钢板(或者，热成型部件)，针对镀层表面的某10个点，基于通过GDS分析在基础钢板的厚度方向上的Sn含量的变化而获得的数据，应用与说明书中描述的方法相同的方法来测量Sn富集层的厚度(即，在作为示意图的图2中，对在Sn富集层2的x轴(+)方向上的Sn含量的上升区间21中的镀层的Sn的平均含量线10和根据GDS的Sn含量线100的沿x轴(+)方向的最后接触点11到在Sn富集层2的沿x轴(-)方向的Sn含量上升区间22中的基础钢板的Sn的平均含量线30和根据GDS的Sn含量线100的沿x轴(-)方向的最后接触点31的沿厚度方向的直线距离进行测量)。测量所述10个点的Sn富集层的平均厚度，并将其示于下表5中。
为了评价各实施例和比较例，通过与上述实验例1相同的方法评价扩散性氢量和耐碰撞性，为了进一步评价表面特性(即，是否存在表面缺陷)，评价了酸洗后是否残留热氧化皮。为了确认酸洗后是否残留热氧化皮，对于酸洗后的各钢种，利用胶带粘贴在试片表面上后揭下，将其中沾上的氧化物粘贴在白纸上后测量根据色差分析的白度。此时，将所述白度为95％以上的情况表示为“良好”，将所述白度小于95％的情况表示为“不良”。
[表4]
[表5]
[表6]
从所述表4至表6中可以看出，在不满足本发明的Sn含量且酸浓度和酸洗时间的乘积小于800g/L*s的比较例4中，确认到热氧化皮未被完全去除，因此后续工艺时引起表面缺陷的可能性高。
此外，酸浓度和酸洗时间的乘积超过10000g/L*s的比较例5和比较例6均不满足关系式1-1、关系式1-2、关系式2-1和关系式2-2，由此钢中的扩散性氢量高，导致耐氢脆性差，同时耐碰撞特性也较差。
另一方面，在本发明的实施例7至实施例10中，本发明的钢组成、酸浓度和酸洗时间的乘积在800-10000g/L*s的范围，因此关系式1-1、关系式1-2、关系式2-1及关系式2-2满足本发明的范围。因此，不仅表现特性优异，而且钢中的扩散性氢量减少，因此具有优异的耐氢脆性，同时具有优异的耐碰撞特性。
(实验例3)
在板坯的再加热之前，以下表7中记载的总压下量进行轻压下以制造板坯，除了应用下表7的条件之外，通过与实验例1相同的方法制造试片。对于这些试片，通过与所述实验例1相同的方法评价各特性，并且进一步对镀覆钢板和热成型部件的钢板内的Mn偏析带的厚度和Mn偏析带中的Sn含量进行测量，并示于下表7中。
特别地，对于Mn偏析带的厚度和Mn偏析带中的Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积，采用说明书中的上述方法并利用电子探针X射线显微分析仪(Electron Probe X-ray Micro Analyzer，EPMA)方法进行测量。图5和图6中分别示出针对这种Mn和Sn的成分映射(元素映射(Element mapping))结果的一个实例(针对发明例12)。
此时，表面特性、扩散性氢量及耐碰撞性的测量与上述方法相同。
此外，为了进一步评价成型性，对下表7的在各个实施例和比较例中制造的部件进行弯曲试验。具体地，用SEM测量从表面到100μm以下以观察断裂面的比例时，会形成延性断裂面(Ductile fracture)和脆性断裂面(Cleavage fracture)。此时，当延性断裂面的面积相对于总测量面积的比例满足70％以上时，表示为“○”，当所述比例小于70％时，表示为“×”。
[表7]
[表8]
[表9]
Ma*：在镀覆钢板中，Mn偏析带中的Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积[％]
Mb*：在热成型部件中，Mn偏析带中的Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积[％]
[表10]
从所述表7至表10中可以看出，在比较例7中，所添加的Sn含量小于本发明的范围，并且Sn未充分富集在Mn偏析带内，因此发生耐碰撞性的不良。
在比较例8的情况下，由于连铸时总压下率超过5％，连铸压下机发生故障而无法进行连铸，因此无法进行由此的实验评价。
另一方面，在实施例11至实施例14中，由于满足本发明的关系式1-1、关系式1-2、关系式2-1和关系式2-2的范围，具有优异的表面特性，并且扩散性氢量少，因此具有优异的耐氢脆性。
特别地，与不满足上述条件中的一个以上的实施例11和均不满足上述条件的比较例7相比，在上述实施例中，在镀覆钢板中Mn偏析带的厚度满足20μm以下(或者，在热成型部件中，Mn偏析带的厚度为15μm以下)或者在镀覆钢板和热成型部件中，Mn偏析带中的Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积满足60％以上的实施例12至实施例14的情况下，确认了进一步改善成型性。
根据本发明，从上述实验例可以制造如下热成型产品：即使在钢中添加少量的Sn，也具有扩散性氢量的降低所带来的抗氢致延迟断裂性，同时具有优异的耐碰撞性，并且这些部件作为结构材料或强化用部件，可以应用于包括汽车制造领域在内的各种领域。
附图标记的说明
1：镀层
2：Sn富集层
21：在Sn富集层中，沿x轴(+)方向的Sn含量上升区间
22：在Sn富集层中，沿x轴(-)方向的Sn含量上升区间
3：基础钢板
10：镀层的Sn的平均含量线
11：镀层的Sn的平均含量线和根据GDS的Sn含量线的沿x轴(+)方向的最后接触点
30：基础钢板的Sn的平均含量线
31：基础钢板的Sn的平均含量线和根据GDS的Sn含量线的沿x轴(-)方向的最后接触点
100：根据GDS的Sn含量线
200：在Sn富集层中，Sn含量为最大值的点

Claims (17)

1.一种热成型用镀覆钢板，其包括：
基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；
铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及
Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间，
其中，所述热成型用镀覆钢板满足以下关系式1-1和关系式1-2，
[关系式1-1]
在所述关系式1-1中，所述Sn镀层表示所述镀层中的平均Sn含量，单位为重量％；所述Sn最大表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值，单位是重量％，
[关系式1-2]
在所述关系式1-2中，所述Sn(x)表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量；x1表示在所述镀层和Sn富集层之间的边界处的x轴点；所述x2表示在所述Sn富集层中的Sn含量的最大值处的x轴点。
2.根据权利要求1所述的热成型用镀覆钢板，其中，所述Sn富集层的厚度为1μm以上且20μm以下。
3.根据权利要求1所述的热成型用镀覆钢板，其中，所述基础钢板包括Mn偏析带，在所述Mn偏析带中，Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积为60％以上。
4.根据权利要求3所述的热成型用镀覆钢板，其中，所述Mn偏析带的厚度为20μm以下。
5.一种制造热成型用镀覆钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯再加热至1050-1300℃，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；
在750-950℃下，将加热的钢坯进行精轧以获得热轧钢板；
在500-700℃下，将所述热轧钢板进行收卷；
将收卷的热轧钢板进行酸洗处理，以使酸浓度和酸洗时间的乘积为800-10000g/L*s；
在退火炉中，在-75℃至+20℃的露点温度条件下，将酸洗处理的钢板以700-900℃进行退火；以及
在退火后，使所述钢板通过由铝或铝合金组成的镀浴以进行镀覆。
6.根据权利要求5所述的制造热成型用镀覆钢板的方法，其中，所述酸浓度为40-500g/L。
7.根据权利要求5所述的制造热成型用镀覆钢板的方法，其中，所述酸洗时间为5-60秒。
8.根据权利要求5所述的制造热成型用镀覆钢板的方法，其中，所述酸洗的温度为40-120℃。
9.根据权利要求5所述的制造热成型用镀覆钢板的方法，其中，在所述再加热步骤之前，还包括通过以0.5-5％的压下率进行轻压下来连铸的步骤。
10.一种热成型部件，其包括：
基础钢板，以重量％计，所述基础钢板包含：C：0.07-0.5％、Si：0.05-1％、Mn：0.5-5％、P：0.001-0.015％、S：0.0001-0.02％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-1％、N：0.001-0.02％、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Sn：0.01-0.1％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；
铝或铝合金镀层，所述铝或铝合金镀层设置在所述基础钢板的至少一面上；以及
Sn富集层，所述Sn富集层设置在所述基础钢板和所述镀层之间，
其中，所述热成型部件满足以下关系式2-1和关系式2-2，
[关系式2-1]
在所述关系式2-1中，所述Sn镀层表示所述镀层中的平均Sn含量，单位为重量％；所述Sn最大表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值，单位为重量％，
[关系式2-2]
在所述关系式2-2中，所述Sn(x)表示从镀层中的任一点到基础钢板侧的沿x轴方向的Sn含量；x1表示所述镀层和Sn富集层之间的边界处的x轴点；所述x2表示所述Sn富集层中的Sn含量的最大值处的x轴点。
11.根据权利要求10所述的热成型部件，其中，以面积分数计，所述基础钢板包含5％以下的铁素体。
12.根据权利要求10所述的热成型部件，其中，所述Sn富集层的厚度为2-30μm。
13.根据权利要求10所述的热成型部件，其中，所述热成型部件满足以下关系式2-3：
[关系式2-3]
14.根据权利要求10所述的热成型部件，其中，扩散性氢量为0.4ppm以下。
15.根据权利要求10所述的热成型部件，其中，所述基础钢板包括Mn偏析带，在所述Mn偏析带中，Sn的平均含量为基础钢板中的Sn的平均含量的1.015倍以上的部分的面积为60％以上。
16.根据权利要求15所述的热成型部件，其中，所述Mn偏析带的厚度为15μm以下。
17.一种制造热成型部件的方法，其中，在Ac3至950℃的温度范围内，将通过权利要求1所述的热成型用镀覆钢板进行热处理1-1000秒后进行热压成型。
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