制造热成形制品的方法和获得的制品与流程

在开发先进高强度钢(ahss)和超高强度钢(uhss)方面的最新进展使汽车制造商能够增加汽车车身零件的耐撞性并通过规格缩减(downgauging)来减小重量。然而，冷成形的ahss和uhss仍然受成形性的限制，而冷成形和热成形的ahss和uhss仍受到延展性和冲击韧性的限制。为了解决成形性问题，已经开发了热成形(也称为热冲压、热成形、压制硬化和模压淬火)。gb1490535中首次描述了热成形技术的基础和适用的钢组合物。用于热压成形的典型钢是基于22mnb5的组成体系，即en10083中规定的0.22％的c、1.2％的mn，最大50ppm的b。22mnb5钢的热压成形可以产生复杂的零件，如保险杠和支柱，具有超高强度、最小的回弹和减小的片材厚度。硼钢的拉伸强度高达1600mpa，这远高于最高强度的传统冷冲压钢。然而，总伸长率的延展性小于6％。在使用22mnb5硼钢组合物的典型热成形工艺中，在900-950℃下对坯料进行炉加热和奥氏体化，从炉转移到成形工具，并冲压成期望的零件几何形状。坯料的极限拉伸强度rm<200mpa以及总伸长率a>50％。最后在将成形的坯料约束在成形工具中的同时，使其模压淬火至100-200℃，平均冷却速率>30℃/s，获得均匀的马氏体显微组织。最终的马氏体零件典型表现出保证强度rp0.2>1100mpa，极限拉伸强度rm>1500mpa和总伸长率a<8％。热冲压的硼钢零件典型包括防侵入的结构车身零件，例如顶柱加强件、车门梁加强件和保险杠梁加强件，它们构成汽车的“安全空间”。在成形期间相对柔软和延展性的高温奥氏体显微组织允许规格缩减和轻量化，同时不损害成形极限，此外与冷成形相比，允许部分固结，并进而增加结构强度和提高工艺效率，因为连接/焊接被减少。在铁素体再结晶温度以上成形时,马氏体转变在淬火期间释放成形应力和对零件的几何约束，从而消除回弹，从而产生几何精度。与使用冷成形零件相比，在最终零件中产生的超高强度马氏体显微组织允许规格缩减(轻量化)，同时改善抗侵入耐撞性。在热冲压应用中硼钢的优势归功于(淬火)淬硬性(由于硼的添加)并进而归功于从相对贫化的化学组成获得的超高强度马氏体显微组织。然而，虽然热冲压马氏体硼钢为抗侵入耐撞性提供了优异的力学性能，但有限的延展性和进而受限的韧性导致非常差的冲击能量吸收耐撞性。ep1939308a1提出了标准热成形方法的修改，其中在热成形期间避免了完全马氏体转变。钢坯料被加热到ac1和ac3之间的临界区温度，然后热成形至低于ms的温度，从而获得由马氏体和先共析铁素体组成的双相显微组织。通过所述方法获得的热成形制品显示出改善的伸长率和拉伸强度。然而，众所周知，由于铁素体和马氏体之间的硬度差异大，双相钢对成形时的损伤敏感。由于显微组织的不均匀性，所述热成形制品的损伤容限和成形性相对较差，并且在成形期间可发生微裂纹。结果，车身中的结构部件的能量吸收能力也受到限制。因此，热冲压硼钢和热冲压工艺的优点不能用于冲击能量吸收结构体零件，例如构成“压皱区”的挡泥板和纵梁。这些零件典型由铁素体钢或多相钢冷成形，例如转变诱发塑性(trip)钢。为了满足汽车工业对更轻但更安全的车辆的需求，对于具有改进的力学性能的钢制品存在持续的需求，例如改进的拉伸强度、延展性和用于冲击能量吸收耐撞性的冲击韧性，同时表现出优异的成形性以实现规格缩减，而且同时表现出优异的尺寸精度(最小或无回弹)。在文献中，已经提出使用淬火-分配-回火(q-p-t)热处理，其可通过分配和回火来改善淬火钢的力学性能。所提出的热处理包括以下步骤：a)在奥氏体化温度以上加热钢坯料；b)淬火：将淬火温度控制在钢的ms和mf温度之间，以便将奥氏体部分转变成马氏体；c)分配：升高温度略高于ms温度并保持短的时间，从而通过在马氏体和奥氏体之间重新分配碳，在马氏体板条周围形成具有高碳含量的奥氏体薄层；d)回火：在一定温度下使钢回火，以便在马氏体中引起析出硬化；和e)冷却：将钢从回火温度冷却到室温，以便将部分残余奥氏体转变为马氏体，同时保留先前产生的在马氏体板条周围的具有高含碳量的残余奥氏体薄层(步骤b)以获得钢的高韧性。在q-p-t热处理后，含有si和nb的中碳钢的拉伸强度达到2000mpa，并且总伸长率达到11％。因此，q-p-t工艺在工业中具有巨大的应用前景。因此，本发明的一个目的是提供一种用于将钢坯料热成形为制品的改进方法，以及适用于所述方法的钢组合物，其中所述制品具有优异的力学性能用以实现抗侵入耐撞性，增强的延展性并进而提高的韧性，以及因此提高的冲击能量吸收耐撞性，与传统的热成形硼钢和冷成形多相钢相比而言。本发明的另一个目的是提供一种用于将钢坯料热成形为制品的改进方法，该方法通过向热成形工艺中整合淬火-分配-调温(q-p-t)热处理。本发明的另一个目的是提供一种用于将钢坯料热成形为制品的改进方法，其中该制品具有高强度、高延展性和高弯曲性。本发明的另一个目的是提供一种改进的方法，用于将钢坯料热成形为用于冲击能量吸收结构体零件的制品，与传统的冷成形多相钢相比，所述制品表现出最小的回弹或没有回弹并因此具有改善的尺寸精度。本发明的另一个目的是提供一种改进的方法，用于将钢坯料热成形为具有良好可涂覆性的制品。本发明的另一个目的是提供一种改进的方法，用于将钢坯料热成形为能够实现规格缩减和轻量化且同时改善冲击能量吸收耐撞性的制品。本发明的另一个目的是提供一种具有复相结构的热成形制品。本发明的另一个目的是提供一种将钢坯料热成形为制品的方法，其中与常规冷成形钢相比，该制品具有更高的总伸长率(te)和/或弯曲角度(ba)。通过本发明实现了一个或多个上述目的，本发明提供了一种将钢坯料热成形为制品的方法，该方法包括以下步骤：a.将钢坯料加热到温度t1并在时间段t1期间将加热的坯料保持在t1，其中t1在ac1至ac3+200℃的范围内，并且其中t1为至多12分钟，b.在输送时间t2期间将加热的坯料转移到热成形工具，在此期间加热的坯料的温度从温度t1降低到温度t2，其中t2高于ar1并且其中输送时间t2为至多12秒，c.在热成形工具中将坯料成形为制品并在热成形工具中以25℃/s或更高的冷却速度v2将其从温度t2淬火至温度t3，d.将制品等温保持在温度t4下持续时间段t4，e.其中温度t3和/或温度t4在ms和mf之间，并且其中t4大于10秒且小于10分钟，f.以冷却速度v4将制品从温度t4冷却到室温。发明人已发现，通过使加热的坯料成形为如上所述的制品，可以获得具有增强的力学性能的复杂成形制品。特别地，与使用常规热成形硼钢和冷成形多相钢相比，这些制品表现出优异的冲击-能量吸收耐撞性，并且进而基于冲击-能量吸收耐撞性表现出规格缩减以及轻量化的机会。在普通热成形工艺中，将钢坯料简单地成形为期望的几何形状，然后模压淬火至接近环境的温度，其中发生至马氏体的完全转变。因此，最终零件表现出完全或几乎完全马氏体的显微组织。本发明人已意外地发现，通过中断模压淬火并在热成形周期中整合q-p-t热处理，能够获得具有独特显微组织并因此具有改善的力学性能的热成形钢制品。特别地发明人已发现，通过使在ms和mf之间的温度t3和/或温度t4下的热成形过程的淬火温度中断并且施加q-p-t热处理，可以控制形成的相，以及形成的每种相的量，因此可以控制显微组织，并因此控制该制品的力学性能。所述制品显示出改进的力学性能，例如提高的拉伸强度、延展性和用于冲击能量吸收耐撞性的冲击韧性，同时表现出优异的成形性以实现规格缩减并且还表现出优异的尺寸精度(最小回弹或无回弹)。在步骤(c)中，在成形工具中将加热的坯料形成为具有部分或完全均匀奥氏体显微组织的期望零件几何形状，同时淬火至a(n)(中断)温度t3，并且优选以25℃/s或更高的冷却时速度v2。发明人发现当t3过高并且高于bs，和/或冷却速率过低时，可形成珠光体。当v2低于25℃/s时，还存在碳化物形成的风险，从而导致最终制品的力学性能的降低。当冷却速率v2为至少50℃/s，优选为至少100℃/s时，实现了更好的结果。有利地，冷却速率v2为至少150℃/s，以获得最佳结果。根据步骤(e)，使制品达到温度t4并在该温度t4下等温保持时间t4。等温保持时间t4是等温淬火(austempering)、分配或回火所需的时间，并且在10秒至10分钟的范围内。当t4超过10分钟时，则不会实现制品的进一步改善。如果t4小于10秒，则没有足够的时间来实现效果。根据优选实施方案，t3在ms和mf之间并且t4在bs和ms之间。对于该实施方案的过程，必须将制品从温度t3(其低于ms)加热到温度t4(其高于ms)。在温度t3下，将发生一些马氏体转变。形成的马氏体的量主要受温度t3控制：t3越低，则马氏体的分数越高。由于t4高于t3，未转变的奥氏体将在t4和随后的冷却期间转变为贝氏体和残余奥氏体。在t4下的等温保持期间，马氏体将在一定程度上回火。根据进一步优选的实施方案，t3在bs和ms之间，t4在ms和mf之间。在根据该实施方案的方法中，奥氏体将首先在温度t3下部分地转变成贝氏体。在t4下的等温保持和随后的冷却期间，未转变的奥氏体将转变为马氏体和残余奥氏体。在另一优选实施方案中，t3和t4均在ms和mf之间，并且优选t3和t4相同。一些马氏体将在开始时形成；随着等温保温时间增加，可能发生马氏体与未转变奥氏体之间的元素分配，未转变马氏体的ms点会降低，并且一些未转变的奥氏体可转变为贝氏体。同时，转变的马氏体可能在一定程度上被回火。优选地，成形的制品在1至180秒的保持时间t3期间保持在温度t3。保持时间t3的长度决定在温度t3下首先形成的显微组织成分的量。首先形成何种显微组织成分取决于温度t3。当t3在ms和mf之间并且t4在bs和ms之间时，通常以速度v3将制品从温度t3加热到温度t4，所述速度v3为至少15℃/s，优选至少20℃/s，更优选至少30℃/s。加热速度v3取决于t3和t4之间的温差以及片材厚度。当t3在bs和ms之间并且t4在ms和mf之间时，通常以速度t3将制品从温度t3冷却到温度t4，所述速度t3为至多15℃/s，优选至多10℃/s，更优选至多8℃/s。冷却速度v4取决于t3和t4之间的温差以及片材厚度。在另一优选实施方案中，制品以冷却速度v4从温度t4冷却到室温，所述冷却速度v4在0.1-20℃/s的范围内，优选在1-15℃/s的范围内，更优选在2-10℃/s的范围内。该冷却可以通过在空气中自然冷却或通过使用例如鼓风机来进行。优选地，t1在ac1至ac3+150的范围内，优选在ac1至ac3+100的范围内，更优选在ac3-50至ac3+50的范围内，并且其中t1优选地至多12分钟，更优选地t1在2-8分钟的范围内，并且其中以10-25℃/s的加热速度v1加热钢坯料。温度t1决定钢坯料中有多少铁素体转变成奥氏体，这也取决于保温时间t1。高于25℃/s的加热速度v1可能对坯料的性能有害。任选地，在步骤(e)之后，制品经历精细成形。在根据本发明的方法中，提供钢带材或钢片材作为后续步骤的中间体。钢带材或钢片材可通过标准铸造工艺获得。在优选的实施方案中，钢带材或钢片材是冷轧的。将钢带材或钢片材切割成钢坯料，然后加热到温度t1持续时段t1。也可以使用预成形的钢坯料。预成形坯料可以部分或全部成形为期望的几何形状，优选在环境温度下进行。加热设备可以是电动或气动炉、电阻加热装置、红外线感应加热装置或任何其它加热装置。在一个优选实施方案中，t1在ac1至ac3的范围内，坯料在临界区(intercritical)温度下奥氏体化。在所述温度范围内，钢具有铁素体奥氏体显微组织。在这种条件下，优选保留少量铁素体，其中铁素体分数优选小于20体积％。在这种情形中，发生压力硬化，其中钢零件的组织是铁素体和奥氏体的两相混合物。在随后的压制硬化和q-p-t热处理之后，在部件中产生铁素体、贝氏体或马氏体、回火马氏体和一部分残余奥氏体的混合组织。在另一优选实施方案中，t1高于化学特定的ac3温度，以产生具有均匀碳分布的完全或几乎完全均匀的奥氏体显微组织。当显微组织是均匀的奥氏体显微组织时，成形性增强。本发明人进一步发现，可以结合温度t1和坯料厚度来选择奥氏体化时间t1，以便控制所述钢的奥氏体晶粒生长和相关的淬火淬硬性。然后，淬火淬硬性程度将影响冷却期间的显微组织演变。因此，t1最多为12分钟。考虑到工艺和能量效率，优选t1在2-8分钟的范围内，更优选在2-6分钟的范围内。在时间段t2中将钢坯料从加热设备转移到成形工具(步骤b)。时间t2是将加热的坯料从加热设备输送到压力成形工具并且直到热成形设备关闭所需的时间。在转移期间，坯料可以通过自然空气冷却作用和/或任何其它可用的冷却方法从温度t1冷却到温度t2。可以通过自动机器人系统或任何其它转移方法将加热的坯料从加热设备转移到成形工具。还可以结合t1、t1和t2选择时间t2，以便在成形和淬火开始时控制钢的显微组织演变。优选地选择时间段t2，以确保当放置在热成形工具中时钢坯料的温度t2高于钢的温度ar1，以表现出奥氏体-铁素体显微组织并防止珠光体的形成。另一方面，考虑到腐蚀、工艺效率和淬硬性，较短的输送时间是有益的。发明人进一步发现，当t2等于或小于10s时，也获得了良好的结果。优选t2等于或小于8s，更优选等于或小于6s。本发明的另一目的是提供适用于本文所述方法中任一种的钢组合物。根据本发明，钢坯料包含如下元素，按重量％计(wt％)：c：0.10-0.50，优选0.15-0.40，更优选0.20-0.35，mn：0.50-4.00，优选1.00-3.00，更优选1.00-2.50，si：≤2.0；优选0.1-2.0，更优选0.1-1.6，al：≤2.0，优选≤1.0，更优选≤0.5，cr：≤1.5，优选≤1.2，更优选0.001-1.1，ti：≤0.10，优选≤0.05，更优选≤0.04，b：≤0.008，优选≤0.005，nb：≤0.10，优选≤0.05，更优选0.001-0.05，和任选的一种或多种选自如下的元素v：≤0.2，优选≤0.1ca：≤0.003，优选0.0003-0.003，n：≤0.005，优选≤0.003，p：≤0.015，s：≤0.03，优选<0.01，mo：≤0.5，优选≤0.05，cu：≤1.0，ni：≤1.0，余量为fe和不可避免的杂质。元素量的原因如下(以重量％计)。c：0.10-0.50。c是确保高强度的必要元素。c的添加量为0.10％或更多以便形成期望的复相显微组织，并获得高强度和高延展性。更具体地，与临界区奥氏体化温度一起，c含量决定铁素体的体积和残余奥氏体的碳含量，其控制bs和ms点以及贝氏体形成动力学。当c含量超过0.50时，钢片材的韧性和可焊性很可能将劣化。c量优选在0.15-0.40的范围内，更优选在0.20-0.35的范围内。mn：0.50-4.00。mn的功能是稳定奥氏体并获得期望的多相显微组织。锰含量为至少0.50，以便在环境温度下提供足够的替位型固溶强化、足够的淬火淬硬性和足够的奥氏体稳定化，同时最小化铸造期间mn的偏析，同时保持足够低的碳当量用于汽车电阻点焊技术。如果mn含量小于0.50，则难以通过在铁素体-奥氏体两相区域中对钢进行热处理来获得所需的钢的高强度。当mn含量超过4％时，存在钢片材遭受差的可焊性和热轧特性的危险。此外，mn是可用于降低ac3温度的元素。较高的mn含量有利于降低热压成形所需的温度。优选地，mn含量限制在1.0％至3.0％的范围。有利地，锰在1.00-2.50的范围内。si：≤2.0。si是对增强固溶体有效的元素，并且可用于抑制因残余奥氏体的分解所致的碳化物产生。一定量的si抑制贝氏体形成期间脆性渗碳体的析出，因此导致成形性和韧性的改善。还已知si拓宽钢的临界区温度范围。然而，还已知si在高含量下的可涂布性劣化，这是由于附着于钢基材的氧化物的形成。因此，si量等于或小于2.0，优选在0.1-2.0的范围内。考虑到可涂布性，当需要具有良好的可涂布性/可电镀性的制品时，si含量优选在0.1-1.0的范围内。当目标是具有更高延展性的钢制品时，si含量优选在1.0-2.0的范围内。al≤2.0：al限制为2.0的最大值，以便在炼钢和铸造期间保持可焊性并最小化“喷嘴堵塞”。al是用于抑制因特别是残余奥氏体的分解而产生碳化物的元素。已显示，用相同量的al部分替代si可有效地阻止碳化物形成，而不会对钢中的热浸涂覆性产生有害影响。然而，高浓度的al导致产生多边形铁素体的更高可能性，这在强度方面不如细板条铁素体有效。al优选被限制在1.0的最大值，更优选al为至多0.5。足够量的si和al可以完全抵抗碳化物的形成。在热周期的较低温度部分形成的无碳化物的贝氏体(即贝氏体铁素体)表现出较高的伸长率。对于较低的si+al(si+al<5×c)，将形成传统的贝氏体(由贝氏体铁素体+渗碳体组成)。因此，在最佳组合物中，可以用已知改善涂布性的最佳量的al代替较高量的si。p≤0.015：已知p会拓宽钢的临界区温度范围。p也是用于保持期望的残余奥氏体的元素。但是，当过量添加时，p可使钢的可加工性劣化。因此，p不能故意添加超过其在钢中的通常允许极限<0.015重量％。s≤0.03。硫需要被最少化以使有害的非金属夹杂物最少化。s形成硫化物系夹杂物，例如mns，其引发裂纹并且使加工性劣化。因此，期望尽可能地减小s量。因此，硫含量被限制在0.03的最大值，优选限制在0.01的最大值。mo≤0.5和cr≤1.5：mo和cr是改善钢的淬硬性并促进贝氏体铁素体形成的元素，同时，它们是具有用于稳定残余奥氏体的类似效果的元素。因此，mo和cr对过程控制非常有效。优选mo和cr各自以0.001％或更高的量存在。然而，当它们各自过量添加时，效果饱和并且该过程不经济。因此，mo的量被限制在0.5的最大值，优选最多0.05。cr被限制在1.5的最大值，优选1.2。有利地，cr在0.001-1.1的范围内。ti≤0.1；nb≤0.1；v≤0.2：ti、nb和v具有形成强化析出物和细化显微组织的效果。钢应具有足够的强度水平。由于软相如先共析铁素体和贝氏体铁素体，最终产品的强度可低于标准热成形材料。为了补偿这种强度下降，可以单独或组合添加微合金化元素，如nb、ti和v。所述元素通过晶粒细化和析出硬化提高强度。晶粒细化导致更均匀的显微组织从而改善热成形行为，特别是当引入高的局部应变时。因此，ti和nb的量各自被限制为0.1的最大值，优选0.05的最大值。有利地，ti为至多0.04和/或nb在0.001-0.05的范围内。v的量被限制为0.2％的最大值，优选0.10的最大值。ca≤0.003％：ca是有效控制钢中的硫化物形式并改善加工性的元素。但是，推荐含有0.0003％或更多的ca。但是，当过量添加时，效果饱和。因此，最好将其量抑制到0.003％或更低。b≤0.008。b是提高22mnb型钢片材的淬硬性和在硬化后进一步提高稳定地保证强度的效果的重要元素。但是，b对于相对高碳含量钢而言是任选的元素。当要使用b时，b量优选被限制在0.008的最大值，优选最多0.005。当将b加入到具有相对低碳水平的钢中时，优选b量在0.0005-0.0025％的范围内。在一个优选实施方案中，钢显微组织组合物是多相钢，优选为表现出应力/应变诱发的转变效应的能力的复相(cp)类钢。更具体地，该钢是一种适用于热压成形的先进高强度钢产品，作为汽车应用的硼钢替代品。本发明人意外地发现，将本方法应用于cp类钢组合物导致表现出均匀力学性能的热成形制品。显微组织中的存在相的相对分数主要取决于钢的初始化学组成和进行各步骤的方法条件。对于给定的钢组合物，通过仔细控制如上所述的本发明的热成形工艺，可以获得包含贝氏体、马氏体、回火马氏体和/或残余奥氏体的cp显微组织，其中这些相均匀地分布在零件的每个区域中。除上述之外，并且与常规的热冲压硼钢相比，通过本发明获得的制品显示出与冷成形之前的常规cp钢相比大大改善的力学性能，因此能够实现冲击能量吸收耐撞性。本发明提供了一种在热成形操作期间将期望的贝氏体梯度引入钢显微组织中的改进方法，而采用标准的热成形方法时，这是不可能的。此外，标准的热成形工艺不能在钢中提供足够量的回火马氏体和残余奥氏体。为了能够以特别可靠的方式利用以本发明获得的有利特征，在q-p-t热处理结束时成形钢零件的结构中的贝氏体和回火马氏体部分应该总共为至少80％，而其它相的量应少于20％。在更优选的实施方案中，最终的显微组织由以下组成(体积％)(应总计100)。·至少80体积％的贝氏体和回火马氏体，其中回火马氏体小于50体积％，优选等于或小于40体积％，更优选等于或小于30体积％，和·最多20体积％的铁素体和/或马氏体，和/或残余奥氏体。亚稳态残余奥氏体分数确保强度和延展性特性的平衡组合。残余奥氏体部分地通过应力/应变诱发转变效应增强延展性，其本身表现为：随着加工硬化指数增加到更高的塑性应变，观察到的均匀伸长率和总伸长率的增加。高于20体积％时，将不能实现根据本发明的期望水平的延展性和/或均匀伸长率。根据本发明的工艺的一部分或全部可在氢气、氮气、氩气或任何其它惰性气体的受控惰性气氛中进行，以防止所述钢的氧化和/或脱碳。本发明人进一步发现，通过本发明获得的热成形制品具有至少1000mpa、优选至少1100mpa的极限拉伸强度(uts)，和/或至少600mpa、优选至少700mpa的屈服强度，和/或至少6％的总伸长率(te)，和/或至少45°、优选50°的弯曲角度，所得到的产品表现出改善的冲击能量吸收耐撞性。根据优选的实施方案，钢带材、片材、坯料、预成形坯料或制品被提供以涂层。向钢带材、片材、坯料或预成形坯料上添加涂层可以在热成形工艺之前或在热成形工艺之后进行，并且目的是在暴露于高温下的氧化气氛时使钢的氧化最小化，和/或为最终热成形零件提供阴极性腐蚀防护。在优选实施方案中，钢带材、片材、坯料、预成形坯料或制品被涂覆以锌基涂层、铝-硅基涂层或有机物基涂层。锌基涂层是镀锌或镀锌层退火的涂层。尽管可以按各种方式施加涂层，但优选使用标准gi涂覆浴进行热浸镀锌。也可以施加其它zn涂层。一个实例包括根据wo2008102009的zn合金涂层，特别是由如下组成的锌合金涂层：0.3-4.0重量％的mg和0.05-6.0重量％的al和任选地至多0.2重量％的一种或多种附加元素以及不可避免的杂质，和余量的锌。典型以少于0.2重量％的少量添加的附加元素可选自pb或sb、ti、ca、mn、sn、la、ce、cr、ni、zr或bi。通常添加pb、sn、bi和sb以形成锌花(spangle)。优选地，锌合金中的附加元素的总量为至多0.2％。对于通常的应用，这些少量的附加元素不会以任何显著程度改变涂层和浴的性质。优选地，当锌合金涂层中存在一种或多种附加元素时，每种元素的存在量≤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便防止在具有用于热浸镀锌的熔融锌合金的浴中形成浮渣，或者以便在涂层中形成锌花。根据本发明的制品表现出对涂层的良好粘附性，在涂覆后具有良好的表面外观和优异的耐腐蚀性。本发明的另一个目的是提供通过本文所述方法中的任一种获得的制品。图1示出了根据本发明的方法的第一实施方案的示意图。图2示出了根据本发明的方法的第二实施方案的示意图。图2示出了根据本发明的方法的第三实施方案的示意图。在图中，横轴表示时间t，并且纵轴表示温度t。通过hf表示在热成形压机中使坯料热成形为制品。时间t和温度t在附图中图解示出，冷却速度和加热速度v也是如此。没有可图中导出的值。将钢坯料以15℃/s的加热速率加热到高于ac1的奥氏体化温度t1，并在t1下保持时间段t1。然后将加热的坯料从炉子转移到热成形压机，在此期间坯料通过空气冷却到温度t2在一定程度上发生。在将坯料放入热成形压机之前，注意温度t2不要降到低于ar1温度。然后将坯料热成形为制品并以>25℃/s的冷却速率冷却到温度t3，以及中断冷却并将制品在t3下保持时间段t3。此后，三个实施方案遵循不同的路线。最后，以冷却速率v4将成形的制品冷却到室温。温度t3、t4和冷却速度或加热速度v3和v4以及保持时间t3和t4的值取决于图1-3中所示的不同实施方案。下面解释不同的温度。ac1：在加热期间，奥氏体开始形成的温度。ac3：在加热期间，铁素体至奥氏体的转变结束时的温度。ar1：在冷却期间，奥氏体向铁素体的转变完成的温度。ar3：在冷却期间，奥氏体开始向铁素体转变的温度。bs：在冷却期间，奥氏体向贝氏体的转变开始的温度。ms：在冷却期间，奥氏体向马氏体的转变开始的温度。mf：在冷却期间，奥氏体向贝氏体的转变结束的温度。通过膨胀计实验确定临界相变温度。将参考附图通过以下非限制性实施例来阐述本发明。表1显示了在根据本发明的方法中使用的钢组合物。表2、3和4给出了表1的不同钢类型以及三个实施方案的工艺类型的工艺参数和力学性能。下文讨论结果。表1.钢组成(重量％)表2.工艺类型1的工艺参数和力学性能钢t1t1t2t2t3t3t4t4ysutsteba注*℃min℃s℃s℃smpampa％°b19006250250114718814.535参比b29006780626053506090713717.263发明b390067806200535060104613377.768发明b49006780622053506073613149.270发明b59006780622054506057410582279发明b682067805260538060085613191575发明c18806250250128319416.241参比c288067606300540030125217827.855发明c388067606300540060131917189.155发明c4880676063005400120118415119.852发明c5880676063005400180141216066.662发明d18806250250126918655.747参比d288067606300540030118417148.753发明d388067606300540060111615647.650发明d4880676063005400120134115966.257发明d5880676063005400180136215906.955发明e19002250250110116715.860参比e2810275053400400180509116611.965发明*v2＝-40℃/s；v3＝20℃/s；v4＝-5℃/s.表3.工艺类型2的工艺参数和力学性能钢t1t1t2t2t3t3t4t4ysutsteba注*℃min℃s℃s℃smpampa％°d68806760535030320120121015907.150发明d78806760535060320120113215238.563发明d888067605350120320120107614569.266发明d9880676053501803201201053141510.570发明*v2＝-40℃/s；v3＝-3℃/s；v4＝-5℃/s.表4.工艺类型3的工艺参数和力学性能钢t1t1t2t2t3＝t4t3+t4ysutsteba注*℃min℃s℃smpampa％°f19002250111516616.543参比f29002860531020107416199.052发明f3900286053103095015159.352发明f49002860531060968153311.266发明f59002860531012098414828.079发明f69002860527020111216518.945发明f7900286052703086314558.954发明f8900286052706098315479.156发明f99002860527012089614388.062发明g18502250112916396.262参比g28502730530020107615777.664发明g38502730530030106315276.372发明g48502730530060103214937.180发明g58502730530012096414337.988发明g68502730526020107215897.761发明g78502730526030108815797.268发明g88502730526060105115437.276发明g98502730526012099215277.879发明h19002250105014506.041参比h2900286053004092314898.252发明h3900286053006096214998.250发明h49002860534020102815028.856发明h5900286053404095114378.752发明h6900286053406089714348.856发明i1900225098014025.943参比i2900286053002086513766.588发明i3900286053004075513718.492发明i49002860530060103313607.079发明*v2＝-50℃/s；v4＝-5℃/s具有钢组成b、c和d的实施例由具有表1中给出的组成b或c的冷轧钢片材制备尺寸为200mm×110mm×1.5mm的钢坯料。使用膨胀测试确定ac3和ms温度。首先在箱式炉中在880℃(t1)下加热坯料6分钟，然后输送到热成形设备中。通过德国schulersmg公司(以下称smg压机)以实验室规模进行热成形。将smg压机工具预热到450℃或300℃的温度(t3)。将坯料在10秒内转移到smg压机中，并压力淬火至t3温度成为制品。将制品转移到在350℃或400℃的温度(t4)下预热的马弗炉中，并施加等温淬火或分配和/或回火热处理(q-p-t处理)。关于屈服强度(ys)、极限拉伸强度(uts)、均匀伸长率(ul)、总伸长率(tl)和弯曲角(ba)的实验结果在表2和表3中给出。在样品中测量拉伸性能，使应力方向平行于轧制方向。对尺寸为40mm×3025mm的样品进行3点“引导弯曲试验”。样品的长度方向平行于钢片材的轧制方向。进行平行弯曲试验，其中弯曲轴垂直于片材的轧制方向。对于该方法，使用成形器和两个支撑圆柱来弯曲钢片材。将圆柱和冲头安装在拉伸试验机中。使用测力计(loadcell)来测量冲压力，十字头的位移给出冲头位移。在不同的弯曲角度下停止实验，并检查试样的弯曲表面用于鉴定失效以确定弯曲角度。具有钢组成e的实施例本发明的方法已经应用于钢组成e，如表2所示，类似于已知的22mnb5，但c含量高于22mnb5的c含量。使用膨胀试验测定ac1、ac3和ms温度。制备具有组成e和1.5mm厚度的冷轧钢片材，并切割出尺寸为600mm×110mm的坯料。应用根据本发明的热周期以使用连续退火模拟器(casim)来模拟热压成形过程。首先将坯料加热到900℃或810℃(t1)的可变保温温度并在所述温度下保持2分钟的保温时间(t1)。通过将坯料缓慢冷却到750℃(t2)并以3℃/s的冷却速率，来模拟将加热的坯料从炉子转移到压机成形设备。以40℃/s(v2)的冷却速率将坯料冷却到温度t3并等温保持t3，随后以3.5℃/s(v4)的冷却速率冷却到室温。在所述实验中t3＝t4。表2中给出工艺参数、拉伸性能和弯曲角度。具有钢组成f、g、h、i和j的实施例可以使用根据表1的钢组成f、g、h、i和j。由分别具有组成f、g和h、i、j(如表1所给出)的冷轧钢片材制备尺寸为600mm×110mm×1.5mm或230mm×110mm×1.5mm的钢坯料。钢f和g的坯料在连续退火模拟器(casim)中进行热处理，钢h、i和j的坯料在热浸退火模拟器(hdas)中进行热处理。无论用于热处理的设备是什么，都确保精确地模拟热周期。钢f和g的坯料首先在casim中分别被加热到900℃和850℃(t1)并保温2分钟(t1)。然后使坯料在10秒内冷却到860℃(对于t1＝900℃)和730℃(对于t1＝850℃)，以便模拟坯料从再加热炉到热压机(t2)的转移。然后，从860℃或从730℃开始，以40℃/s的速率将坯料冷却到低于这些钢的ms的等温保持温度(这里t3＝t4，两个等温步骤合并为一个步骤)。然后，使钢f的坯料等温保持在310和270℃，持续0、20、30、60和120秒(t3＝t4)的时间跨度，然后以5℃/s的速率冷却到室温。另一方面，使钢h和i的坯料等温保持在300和260℃持续0、20、30、60和120秒(t3＝t4)的时间段，然后以5℃/秒的速率冷却到室温。在hdas设备中将钢h和i的坯料加热到900℃(t1)并保温2分钟(t1)。然后使坯料在10秒内冷却到860℃(t2)以便模拟坯料从再加热炉到热压机的转移，然后以50℃/s的速率将它们冷却到300或340℃(此处同样t3＝t4，两个等温步骤合并为一个步骤)。这两个温度低于钢h和i的ms，如表1所示。然后，使钢h和i的坯料等温保持在300或340℃，持续0、20、40和60秒(t3＝t4)的时间跨度，随后以5℃/s的速率冷却到室温。对于钢j的坯料，在hdas中进行以下热处理程序。在hdas设备中将坯料加热到900℃(t1)并保温5分钟(t1)。然后在10秒内将坯料冷却到860℃(t2)以便模拟坯料从再加热炉到热压机的转移，然后以50℃/s的速率将它们冷却到300、325、350、375和400℃(这里同样t3＝t4，两个等温步骤合并为一个步骤)。从表1可以看出，这些温度高于钢j的ms。然后，将坯料等温保持在这些温度下持续0、600、1800和3600秒(t3＝t4)的时间跨度，随后以5℃/s的速率冷却到室温。值得一提的是，对于钢f、g、h和i的坯料，上述工艺基本上是一步淬火和分配(q&p)工艺，因为t3＝t4<ms。对于钢j，它是等温淬火工艺(t3＝t4>ms)，其用于使贝氏体转变发生。当t3(也＝t4时)为0秒时，该特定坯料基本上代表经历标准热成形的热周期的参比样品，即没有施加q&p或等温淬火步骤。表4给出了钢的工艺参数和力学性能。表2至4中示出了钢的拉伸性能和可弯曲性以及它们的热处理工艺参数。根据所施加的热周期，钢c、d、e经历两步低温工艺，结合了贝氏体和马氏体转变、回火和分配(表2)。钢f、g、h和i经历了低于ms的一步热处理，引起马氏体转变和分配的发生(表3)。在钢j中，在一步等温淬火步骤期间仅发生贝氏体转变(表4)。在表2-4中的参比样品中，形成主要为马氏体的显微组织，如对于标准热成形工艺所通常的。下面描述由于本发明的改进工艺引起的钢中的显微组织发展。在钢c中，在条件c1至c5的情形中，在t3下的第一次等温保持期间，发生贝氏体转变，并且在t4下的第二次保持期间，再次发生贝氏体转变，使剩余奥氏体富集碳并且增加最终显微组织中的有效贝氏体含量。对于条件c6至c9，在第一次保持(t3)期间，由于t3低于钢c的ms，形成少量马氏体。然后在t4下的第二次保持期间，贝氏体转变以加速的方式发生，因为已知少量马氏体的存在会加速贝氏体转变动力学。在最终冷却到室温期间，在所有条件下获得高量的残余奥氏体，具有一定量的新生马氏体。对于钢d，在条件d6至d9中发生与c6至c9中类似的相变，区别是在t3下形成更大量的马氏体。另外，在条件c6至c9和d6至d9中，将发生初始形成的马氏体的回火和从该马氏体到奥氏体的碳分配。对于钢d，在条件d1至d5中，在第一次等温保持期间，在t3下发生贝氏体转变，然后在t4下形成一定量的马氏体。在t4下，发生这种马氏体的回火和从马氏体到奥氏体的碳分配。在最终冷却到室温期间，形成一些新生马氏体并且一些奥氏体保持未转变。对于钢e，在条件e2中，奥氏体化温度t1处于临界区范围内，并且在等温保持期间(t3＝t4)发生一步等温淬火，在奥氏体中富集碳。最终的显微组织包括铁素体(15体积％)、贝氏体/回火马氏体和残余奥氏体。铁素体的存在增加了伸长率，但是以强度为代价。在淬火至等温保持温度(t3＝t4)之后，在钢f、g、h和i中一定量的奥氏体转变为马氏体，因为该温度低于各钢的ms。这种初始马氏体的量随淬火温度而变化—在特定钢中较低的温度将形成较高量的初始马氏体。可使用公知的koistinen-marburger公式来估算这种初始马氏体的分数。然后在等温保持期间，马氏体将回火，且同时碳将从马氏体分配到奥氏体。对于钢中较高的si含量，碳分配将更多，反之亦然。然后在最终冷却到室温期间，取决于奥氏体中的碳富集，将形成一些新的马氏体，并且一些量的奥氏体将保持为残余奥氏体。对于钢j，等温保持温度(300-400℃)高于钢的ms。因此，在这种等温淬火期间发生贝氏体转变—主要形成无碳化物的贝氏体，从而导致碳富集在奥氏体中。在等温保持之后，在将坯料冷却到室温时，由于在等温淬火期间的碳富集，一些马氏体形成并且一定量的奥氏体保持未转变。从表2-4可以清楚，由于所描述的不同的多相显微组织，与参比条件相比，新工艺中的钢的总伸长率和弯曲角都得到改善，并且最重要的是对于钢i(表3)这些高于参比值，所述钢i是标准22mnb5钢，在其参比条件下经受标准热成形热周期。这有利于提高使用中的热冲压钢的能量吸收能力。当前第1页12