本发明涉及使用涂覆的钢坯料热成形部件的方法。涂覆的钢坯料的热成形多用于汽车行业。由这些钢材成形的部件在将该坯料加热至高于Ac3温度的温度(例如850℃至950℃的温度)、在热成形压机中压制并以高于临界淬火速度的速度淬火后获得高机械性质(如高强度)。在加热前，对大多数等级而言，这些钢材具有良好的成形性和300MPa至500MPa的抗拉强度。在热成形过程后，这些钢材具有非常高的抗拉强度，其可以高于1500MPa，并且现在最高达2000MPa。这种高抗拉强度使得热成形产品尤其适用于汽车车辆的白车身。对于汽车而言，通常使用硼合金钢，特别是钢号22MnB5。热成形通常用于直接热成形工艺，但是也用于间接热成形工艺。热成形(或热冲压)的一般描述由A.Naganathan和L.Penter,第7章:HotStamping,inSheetMetalForming-ProcessesandApplications,(T.Altan和A.E.Tekkaya,编辑),ASMInternational,2012中给出。但是已经发现，使用Zn或Zn合金涂覆的钢的热成形容易因所述热成形工艺形成微裂纹。该微裂纹不仅存在于涂层中，还存在于部件本身中。热成形部件中的所述微裂纹被视为不期望的。目的/摘要本发明的一个目的是提供使用热成形技术制造具有高机械性质的涂覆的钢材部件的方法，该方法避免或至少减轻热成形部件中微裂纹的发生。本发明的另一目的是提供热成形的方法，该方法可以被汽车行业使用而无需改变目前使用的设备。根据本发明，这些目的的至少一个使用热成形部件的方法来实现，其中由金属涂覆的钢坯料起始进行该热成形，所述金属涂覆的钢坯料在炉中至少部分加热至钢材的Ac3温度至1000℃的温度，随后将加热的坯料输送至热成形压机，加热的坯料在该热成形压机中压制以形成部件，其中所述钢具有以重量％计的下列组成：C：0.10-0.25，Mn：1.6-2.6，Si：≤0.4，Cr：≤1.0，Al：≤0.5，P：≤0.02，S：≤0.004，O：≤0.008，N：≤0.03，B：≤0.0004以及任选地：Ti：≤0.1，Mo：≤0.5，Nb：≤0.3，V：≤0.5，Ca：≤0.05，余量是铁和不可避免的杂质，其中该坯料在炉与热成形压机之间冷却，使得该坯料当放置在该热成形压机中时具有最高770℃和至少450℃的温度，并且其中该热成形部件是至少部分马氏体的。发明描述为了降低锌涂覆的坯料的成形过程中发生的微裂纹的深度，发明人已经发现，明显重要的是控制成形该部件时的温度。优选选择成形温度以使得存在于该涂层中的任何液体组分在成形前凝固。本发明人已经发现，有益的是将成形温度进一步降低至最高770℃和至少450℃。在最高770℃的成形温度下，本发明人发现，复杂的是用通常使用的22MnB5钢获得完全马氏体的基材。为了克服这一缺陷，本发明人已经提出了多种替代基材组成。本发明人要求保护的是，这些组成——其不依赖于为淬透性而与硼(B)的合金化——更少取决于成形温度以实现所需机械性质。在成形和淬火后的机械性质与22MnB5相比对更大范围的成形温度保持高机械性质。本发明因此将向热成形操作者(hotformer)提供更多自由，因为他可以选择最贴合他关于成形性和微裂纹深度的要求的成形温度，而不影响机械性质。发明人已经发现，当坯料置于热成形压机中时具有低于450℃的温度时，所需的马氏体的形成将是不可能的。本发明人已经发现，当使用其中存在较少碳和硼的钢类型时是有利的。取代这些元素，Mn和/或Cr可用于产生具有与22MnB5钢相同强度但具有有益的其它性质的钢类型。此外，本发明人已经发现，除了C、Mn和/或Cr，以及Si，减少其它元素的量是有益的。非金属性成分降低了该基材的均匀性，这些不均匀性可能导致机械负荷产品，尤其是具有极高机械性质的产品，如具有>900MPa的屈服强度和>1400MPa的抗拉强度的热成形产品的局部应力集中和过早失效。钢材中典型的非金属性成分是TiN、BN、Fe26(B,C)6、MnS、AlN、CaS、Al2O3、P、Fe3C等等。本发明的钢组合物旨在通过减少B、Ti、S、Ca、Al、P和其它所需化学元素的量来减少所有这些非金属性成分的尺寸和量。目前通常使用的22MnB5基材组合物含有20至40ppm的硼(B)以改善热成形操作过程中的淬透性。为了将这种元素保持在其功能状态，钢制造商向铸件中加入钛(Ti)以防止B形成氮化硼(BN)。Ti通常以对氮(N)的超化学计量比添加以最大程度地提高加入量的B的效率。还已知硼形成微细的Fe26(B,C)6复合析出物，这会导致基体中的局部应力集中。因此，本发明人已经从钢组合物中除去B以限制硼基非金属性成分的存在。为了补偿减少B的量造成的淬透性损失，本发明人添加锰(Mn)和/或铬(Cr)。Mn因其与铁基体的相容性而是有利的金属性成分。此外，加入Mn降低了钢基材的Ac1和Ac3温度。这意味着，可以采用更低的炉温以在热成形前奥氏体化该基材。本发明的组合物表现出与通常使用的22MnB5相比Ac3降低大约25℃。降低炉温在经济和环境上是有利的，并还开拓了对Zn、Zn合金或Al和Al合金涂层的新的工业机会。对Zn合金涂层，通常已知的是提高的炉温降低了热成形产品的腐蚀性能。对于Al或Al合金涂层，已知高炉温降低了该组件的可焊性。能够采用较低炉温的钢组合物因此是有利的，相对于通常使用的22MnB5而言。与B相比，Mn确实通过固溶强化强化了该基材。此外，加入Mn还降低了Ms温度，这意味着将发生更少的(自)回火，并且因此该基材将具有在室温下更高的马氏体强度。本发明的组合物的Ms温度与通常使用的22MnB5相比低大约25℃。由于这两种强化机制，本发明人宣称，他们可以减少用于热成形的钢基材中碳(C)的量，并获得类似于使用22MnB5所实现的强度水平。降低C的量有利于防止热成形工艺步骤中在(自)回火过程中形成Fe3C。Fe3C析出物可以在机械负荷期间引入局部不均匀性和应力集中，导致产品的过早失效。此外，由于本发明的钢基材中较低的C含量，热成形产品的点焊性将得到改善。类似于Mn，Cr提高了淬透性，并且其还降低了Ms温度。此外，Cr通过固溶强化有助于该基材的强度。Si也给出了固溶强化贡献。此外，Si因其在碳化物中的弱溶解度而阻止了(自)回火。硫(S)是在钢基材中发现的常见元素。钢制造商采用各种脱硫方法以降低S的量，因为其会在连铸过程中导致热脆性。S还会与锰(Mn)一起析出以形成软的MnS夹杂物。在热轧和随后的冷轧过程中，这些夹杂物是细长的，并形成相对大的不均匀性，这可导致过早失效，尤其是当在切向方向上负荷时。可以添加钙(Ca)以球化含S夹杂物和尽量减少细长夹杂物的量。但是，CaS夹杂物的存在仍将导致基体中的不均匀性。因此，最好是减少S。铝(Al)通常以对氧(O)的超化学计量比添加到钢中，以便通过形成氧化铝Al2O3来减少游离O的可用量，从而防止连铸过程中一氧化碳(CO)的形成。形成的Al2O3通常在液体钢顶部形成熔渣，但是可以在铸造过程中捕集在凝固的钢中。在随后的热轧和冷轧过程中，该夹杂物将变成分段的并形成非金属的夹杂物，这在机械负荷该产品时导致过早断裂。超化学计量比的Al以氮化铝(AlN)形式析出，这也导致在钢基体中的局部不均匀性。优选地，使用了如权利要求2或3所述的更有限的元素量。将清楚的是，权利要求2和3中规定的更有限的元素量提供了其中进一步降低钢基材中非金属性成分的数目的钢。例如，超化学计量比的Ti将形成钛氮化物，其已知是坚硬的、不可变形的夹杂物。通过限制Ti和N的量，限制了TiN夹杂物。权利要求3显示有可能使用其中不添加硼的用于热成形的钢，使得钢中的硼将仅作为不可避免的杂质存在。尽管将作为杂质存在的硼的量将取决于炼铁工艺中使用的原材料并且还取决于炼钢工艺，发明人发现目前获得的硼的杂质水平具有0.0001重量％或1ppm的最大值。根据一个优选实施方案，该钢含有Mn+Cr≥2.5重量％，优选Mn+Cr≥2.6重量％。本发明人发现，Mn与Cr结合应当高到足以提供热成形部件的所需强度。该板坯在轧机中的降低的成形温度减少了对轧机中先进的冷却技术的需要。降低的成形温度还降低了在成形工具上的热负荷，并因此改善了工具寿命。优选地，该金属涂覆的钢坯料具有包含锌或锌基合金的层的金属涂层。锌或锌基合金涂覆的坯料在汽车行业是优选的，以便改善使用期内的腐蚀性能。根据一个优选实施方案，该金属涂层是通过热处理锌层获得的铁-锌扩散涂层，该锌层包含Al＜0.18重量％和Fe＜15重量％，余量是锌和痕量的其它元素，该金属涂层优选具有每侧5至15微米的厚度，更优选每侧6至13微米的厚度。该锌预涂层提供良好的腐蚀性能。根据进一步优选的实施方案，该金属涂层包含0.5至4重量％的Al和0.5至3.2重量％的Mg，余量是锌和痕量的其它元素，该金属涂层优选具有每侧5至15微米的厚度，更优选每侧6至13微米的厚度。该预涂层提供甚至更好的腐蚀性能。优选将该金属涂覆的钢坯料至少部分加热到850至950℃、更优选850至900℃的温度。在这些温度下，该钢坯料足够快地奥氏体化。根据一个优选实施方案，在其中至少部分所述坯料达到所需奥氏体化温度的时间段再加额外的10至600秒的过程中，将该涂覆的钢坯料在炉中加热。该时间段适于加热具有用于汽车应用的通常厚度的钢坯料。优选地，该坯料在置于热成形压机中时具有至少480℃的温度，优选至少500或520或550或580或600或620℃的温度。当置于热成形压机中时，当坯料具有低于450℃的温度时，如马氏体的所需形成将是不可能的。有可能使用高于450℃，如480℃的温度，但是本发明人已经发现，锌涂覆的钢坯料置于热成形压机中的温度越高，在热成形部件的变形部分中微裂纹的深度将越大。优选地，该坯料在置于热成形压机中时具有最高750℃的温度，优选最高725或700或680或650℃的温度。置于热成形压机中的钢坯料的最高温度将确保热成形部件中的微裂纹不会过深。根据一个优选实施方案，该坯料在最多20秒的时间段内、优选在最多15秒的时间段内、更优选在最多12秒的时间段内、甚至更优选在最多10秒的时间段内、最优选在最多8秒的时间段内由该炉输送至该热成形压机。这样短的输送时间提供了仅氧化至有限程度的锌涂覆的钢坯料。可以设想，通过强制冷却在该炉与该热成形压机之间至少部分冷却该坯料，优选在强制冷却过程中以至少20℃/秒的平均冷却速度、更优选在强制冷却过程中以至少30℃/秒的平均冷却速度、甚至更优选在强制冷却过程中以至少40℃/秒的平均冷却速度、再更优选在强制冷却过程中以至少50℃/秒的平均冷却速度、最优选在强制冷却过程中以至少60℃/秒的平均冷却速度强制冷却。此类冷却速率使得能够在几秒钟内冷却该坯料，使得该炉与该热成形压机之间的输送时间保持短暂。强制冷却通常使用强制空气冷却或金属冷却板来进行，但是也可能使用其它强制冷却方式。本发明还包括使用上述方法制得的产品。该产品具有通过该热成形方法提供的机械性质，如汽车或其它目的所需。优选地，如上所述的产品用在机动车辆中。为此，还必须考虑机械性质之外的其它性质，如该产品的可焊性。实施例在实施例中将参考附图描述本发明。图1显示了随坯料在热成形压机中的时间和温度而改变的微裂纹深度。图2显示了不同情况下的微裂纹深度。图3显示了预冷却区域的尺寸和横截面的位置(虚线)。图4显示了B柱的外垂直壁中的裂纹。图5显示了与对比材料ID0322相比，本发明的钢ID0083在涂层正下方不显示铁素体的形成。图6显示了在常规22MnB5材料中在该涂层下方硼的耗竭。图7显示了使用不同基材和温度的热成形部件的硬度。通过用锌涂覆的22MnB5进行各种热成形试验并在成形前强制冷却加热的坯料，本发明人已经证明了成形温度对微裂纹深度的效果。将具有130克/平方米ZnFe涂层的1.65毫米规格的坯料在炉中加热至900℃数分钟，从炉中取出并输送至使用压缩空气将该坯料冷却至所需温度的冷却间。在强制冷却后，将该坯料输送至压机并成形为具有垂直壁的凹帽头(tophat)形状，拉延深度为50毫米，模具圆角半径为2.1毫米。所用拉伸间隙和间隔等于坯料厚度+0.15毫米。强制冷却在1-3秒内发生，取决于所需成形温度。由炉至压机的总输送时间为10秒。在整个输送过程中用高温计监控该过程。已经记录了各受试样品的横截面中发现的最大裂纹深度并绘制在图1中。图1中的结果显示，当在800℃下开始成形时，对于短的总炉停留时间，裂纹深度非常大。这是因为在此类停留时间后存在于该涂层中的相的凝固温度为～782℃，并且在800℃下开始的成形因此将导致液体金属辅助开裂。当坯料冷却至770℃，略低于涂层的凝固温度时，裂纹深度变得几乎与炉时间无关，但仍然较大。进一步降低成形温度导致裂纹深度的进一步降低。如在图2中可见，已经证实本发明对多种Zn涂层和几何形状有效。为了证明本发明的钢的优点，来自2种类型的工业锌涂覆钢(参见表1和2)的样品以55毫米的拉延深度热成形到B柱形状的模具中。表1：所用钢材料的细节钢ID等级厚度(毫米)涂层008322MnB5(对比)1.5GA0322发明1.5GA表2：所用钢材料的组成由于预冷却设备的尺寸限制，如图3中所示，仅一部分B柱被预冷却。该部分因高变形度而对微裂纹形成最为敏感。该样品在炉中在900℃下加热总计3分钟。随后，样品在10秒内输送至压机并成形。取决于所需轧制温度，在输送过程中，该部件在预冷却室中预冷却2-3秒。在具有高变形度的区域中，制造横截面以观察裂纹深度和基材显微结构(参见图3)。该分析的结果在图4和图5中给出。可以观察到，在两种钢中，裂纹深度均显著降低。在图5中可以看出，通过本发明的钢带来的改进超出对比的钢。这里可以看出，对比钢受困于该涂层正下方的马氏体+铁素体带。这种不均匀的基材带使得该基底更易于失效，并且因将硼拉至表面的富氧气氛造成的表面处的硼耗竭所导致。这种表面处的硼富集和FeZn涂层下方的硼耗竭通过对比22MnB5材料在图6中的GDOES状况来显示。可以清楚地看出，在表面处，硼含量急剧提高，而在该涂层下方，硼含量远低于该基材的整体含量。本发明的钢材的淬透性不依赖于硼，因此并未受困于该问题。为了进一步证实本发明的基材组成的相关性，本发明人已经将多种组合物浇铸成25千克的铸锭。这些铸锭随后以900℃的终点温度热轧，卷取温度为630℃，热轧规格为4毫米。随后对该带材进行酸洗，并冷轧至1.5毫米规格。采用膨胀法测定该组合物的Ac3温度、Ms温度和临界冷却速率。对于这些试验，将样品在Bahr805A膨胀计中加热至900℃的温度，以15℃/秒的平均加热速率由室温加热至最高650℃，并以3℃/秒的平均加热速率由650℃加热至900℃。在900℃下均热3分钟后，将样品以各种冷却速率淬火以确定该基材完全转变成马氏体时的临界冷却速率。对各种化学组成在表1中给出了获得的数据。数据显示，有可能获得与22MnB5相比类似的临界冷却速率而不使用元素B。还显示了Ms与Ac3温度降低。这些温度的降低分别有益于降低自回火和炉温。表3：具有Ms和Ac1温度与CCR的组合物ID组成CMnSiCrAlSPNTiBOMsAc3CCRwt％wt％wt％wt％wt％wt％wt％ppmwt％ppmwt％℃℃℃/s6A2.0Mn0.1901.970.20.000.0190.00270.00843<0.005<3<0.005n.a.810>1306B2.2Mn0.1902.160.20.000.0150.00270.00843<0.005<3<0.005n.a.805607A2.0Mn-0.3Cr0.1901.990.20.300.0160.00270.00947<0.005<3<0.005n.a.805557B2.0Mn-0.6Cr0.1901.970.20.590.0140.00260.00935<0.005<3<0.005375805358A1.8Mn-0.6Cr0.1901.790.20.600.0210.00300.00940<0.005<3<0.005n.a.805608B2.2Mn-0.6Cr0.1852.170.20.600.0190.00250.00934<0.005<3<0.005370800209A1.6Mn-0.8Cr0.1901.590.20.810.0210.00230.00955<0.005<3<0.005n.a.810659B1.8Mn-0.8Cr0.1901.790.20.770.0190.00210.00952<0.005<3<0.005375805351A22MnB50.2301.170.2380.200.0110.00400.009290.02126<0.00540083030采用通常的测量设备，Ti和B的量不能更精确的测量，由此显示在表3中。该表显示Ti的量足够低。O的量并未测量，但是对于此类钢类型是已知的，该量在实验室样品中小于50ppm。在这些钢类型的商用全规模生产过程中制得的钢已经显示含有低于30ppm的O。当并未向钢中添加硼时，在实验室条件下制得的其它测试样品显示含有1至3ppm的B。硼量的这种变化可以解释为先前生产过含硼钢的炼钢设备的轻微污染。并未向其中添加硼的这种类型的钢的商用全规模生产含有小于2ppm的硼的量；通常测量小于1ppm的硼的量。为了描述在本发明的基材与通常使用的22MnB5之间的差别，本发明人在3800中进行高温变形试验以评估成形温度对机械性质的影响。这些试验模拟了可能在热成形工艺过程中发生的变形。1.5毫米厚的不同化学组成的样品以7.5℃/秒的平均加热速率加热至900℃，并在该温度下保持3分钟。随后将该样品冷却至所需成形温度并以2s-1的应变速率应变至20％伸长率。在变形结束后，样品以40-70℃/秒的冷却速率淬火。测量该样品的所得硬度，这些结果绘制在图7中。结果表明，当使用22MnB5时，对于这些试验条件而言，在整个温度范围上不可能确保超过450HV的硬度。在650℃和700℃的成形温度下，22MnB5的硬度与750℃相比低接近25HV，与基于其碳水平所预期的相比低接近40Hv。这估计等于75-125MPa(1MPa～3.2HV)的强度降低。在用光学显微镜检查时，对这些22MnB5样品观察到提高的铁素体量。基于无硼合金化概念的本发明的基材显示了作为成形温度的函数更恒定的硬度，并因此更适于用在意欲降低微裂纹深度的工艺中。为了证实非金属性成分的不存在对机械性质的有益影响的效果，本发明人进行了热成形试验。将1.5毫米规格的钢坯料以5分钟的总炉时间加热至900℃。将该坯料从炉中取出，在10秒内输送至压机，并在大约780℃的温度下在平板工具之间进行压制。所得机械性质表明，即使本发明的基材的碳水平较低，屈服强度(RP)_和抗拉强度(Rm)类似于通常使用的22MnB5。由于减少数量的非金属性成分，与通常使用的22MnB5相比，本发明的基材均具有更高的总伸长率。这显示在表4中。表4：各种基材的机械性质铸件:炉T输送时间RpRmAgA[No.][℃][s][MPa][MPa][％][％]6A2.0Mn9008112615364.06.96B2.2Mn9008110915513.97.17A2.0Mn-0.3Cr9008111115193.76.37B2.0Mn-0.6Cr9008111915444.17.38A1.8Mn-0.6Cr9008113315253.86.68B2.2Mn-0.6Cr9008113715504.17.09A1.6Mn-0.8Cr9008115815543.86.59B1.8Mn-0.8Cr9008114715663.76.41A22MnB59008113715553.76.0当前第1页1 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