本发明涉及一种热冲压成形构件、热冲压成形用预涂镀钢板以及热冲压成形工艺。
背景技术：
：近年来，由于节能环保的迫切需求以及对汽车安全性要求的提高，汽车轻量化和安全性已经成为汽车制造业关注和亟待解决的焦点问题。超高强钢因其优异的强度性能可以实现减重，从而达到轻量化的目的，但是高强度钢零件的制造采用传统的冷冲压方式难以实现。在这种情况下，热冲压成形技术应运而生。在热冲压成形过程中，采用裸板冲压成形时，需在氮气或氩气等保护气氛下加热，以避免产生氧化皮和脱碳，然而送料和成形过程中的氧化则无法避免。氧化皮将影响到板料与模具接触表面的状态，既降低了模具和板料界面的接触换热系数，又增大了钢板与模具的摩擦系数。冲压时，脱落的氧化铁皮将磨损模具表面，影响零件的成形质量以及模具寿命。更重要的是，需要将该氧化层去除后才能进入汽车装配和涂装，因此裸板的热冲压成形构件必须进行喷丸处理或酸洗，以去除该氧化层后再进行汽车装配和涂装，不仅仅大大增加了热冲压成形的成本，而且这种喷丸处理会导致零件残余应力释放而发生变形，导致汽车的装配精度下降；酸洗处理导致严重环保问题且会增加构件的氢致开裂风险。与此同时，汽车部件一般都要求具有一定的耐蚀性能。因此，开发带涂层的热冲压成形用钢板就成为热冲压成形技术发展的迫切需要。当前国内外研发出的涂层主要有纯锌（gi）、合金化锌铁（ga）、热浸镀锌铝硅（zn-al-si）以及铝硅（al-si）等涂层。其中，热冲压成形用钢应用较为广泛的是耐高温的铝硅涂层，al-si涂层可以有效避免钢板表面氧化和脱碳，省略了喷丸和喷砂工艺，同时耐蚀性也得到了提高。该涂层由arcelormittal公司最早提出并成功应用于工业钢板，典型的合金成分（质量百分比）为：87%al-10%si-3%fe。为满足越来越苛刻的汽车轻量化和碰撞安全性要求，更高级别的热冲压成形用钢逐渐被开发出来。然而，伴随着材料强度的提高，其塑性和韧性会相应降低。检测材料塑性和韧性较为典型的方法之一是静态三点弯曲试验（vda-238标准），如何提高材料在最大载荷状态时的弯曲角（最大弯曲角），是研究的重点和难点。对于热冲压成形用钢来说，众所周知裸板在热冲压后因其表面有一定的脱碳层，其最大弯曲角高于同材质同规格的铝硅涂镀板。也就是说，裸板在热冲压后其材料的最大断裂应变相对提高，进而提高了汽车发生碰撞时零件局部开裂失效的抗性。但从整个产业链考虑，铝硅涂镀板更有益于汽车车身部件的生产与制造。因此，开发更高级别热冲压成形用钢的同时，研究钢板的涂镀工艺以及成形工艺，提高铝硅涂镀板热冲压后的最大断裂应变就显得尤为重要。cn101583486b（以下称作专利文献1）提供了一种热冲压涂覆钢片材产品及其制备方法。专利文献1中使用的热冲压涂覆钢片材的预涂层厚度为20～33μm，工业上一般采用25μm厚度的预涂层。热冲压成形后，构件覆盖有30～40μm的涂层，如图9所示，该涂层为4层结构，从涂层最外侧到基体的微观组织依次为：含有al的氧化物和脆性fe2al5的连续分布的表面层（7μm左右，硬度值hv10gf：900～1000，平均组成：39～47%fe、53～61%al、0～2%si）、金属间化合物feal层（8μm左右，硬度值hv10gf：580～650，平均组成：62～67%fe、30～34%al、2～6%si）、含有脆性fe2al5相的中间层（8μm左右，硬度值hv10gf：900～1000，平均组成：39～47%fe、53～61%al、0～2%si）、相互扩散层（富含al、si的α-fe）或金属间化合物feal层（17μm左右，硬度值hv10gf：295～407，平均组成：86～95%fe、4～10%al、0～5%si）。专利文献1记载了，当预涂层厚度小于20μm时，形成的合金化层具有不充分的粗糙度，从而随后的涂料在该表面上的附着性低。但是，本申请发明人发现，合金化层的表面粗糙度并不由合金化层的厚度和结构决定，只要预涂层在加热过程中发生了液化现象即会导致较大的表面粗糙度。另一方面，专利文献1之所以认为随后的涂料在表面上的附着性需要较大的粗糙度，是因为专利文献1中合金化后的最外层是fe2al5的金属间化合物，涂料不易附着才要求较大的粗糙度。与之相对，若最外层的涂层组织发生了变化，不再是fe2al5，则涂装的需求不再必须达到专利文献1认为的表面粗糙度。另一方面，当预涂层厚度大于33μm时，则可能会导致板坯表面不同区域之间涂层的厚度差过大，在加热板坯时涂层合金化不均匀。这主要是由于局部预涂镀厚度超过平均预涂镀厚度，所以基体和金属预涂层之间的元素扩散距离或程度明显低于平均值，导致金属间合金化不够充分，甚至预涂层发生熔融，使得辊子结垢，这种情况在较高加热速率下最容易发生。此外，在专利文献1的热冲压成形工艺中，如图10所示，针对厚度在0.7mm～1.5mm的涂镀钢，在880～930℃范围内进行加热，加热时间控制在2.5min和12min之间，优选在930℃加热3min至6min，在880℃加热4min至13min。针对厚度在1.5mm～3mm的涂镀钢，在900～940℃范围进行加热，加热时间控制在4.5min和13min之间，优选在940℃加热4min至8min，在900℃加热6.5min至13min其中，在200～700℃之间的加热速率为4～12℃/s，在利用模具进行冲压后，以至少30℃/s的冷却速度进行冷却。但是，专利文献1的技术存在以下问题。首先，在实际生产过程中发现，专利文献1的热冲压涂覆钢片材经过热冲压后，存在冷弯性能（vda-238标准的弯曲韧性）低的问题。冷弯性能是表征金属材料在常温下能承受弯曲而不破裂的能力，能很好地反映试件弯曲处的塑性变形，其变形模式与汽车构件碰撞失效模式一致，因此，对于热冲压成形用钢来说，其冷弯性能极其重要。通常，通过检测材料在最大弯曲载荷下的三点弯曲角，反映其在平面应变下的断裂失效应变大小，来评估汽车材料的碰撞安全性。根据德国汽车工业协会发布的三点弯曲试验vda238-100标准，使用具有25μm预涂层的热冲压成形用钢获得的成形构件的最大弯曲角一般为35～55°，低于某些制造商要求的下限水平，有过早弯曲开裂的危险。汽车要求碰撞时具有良好的吸能效果，尤其是侧碰性能，不允许保险件提前出现断裂或者吸能不足。此外，专利文献1的热冲压涂覆钢片材热冲压后还存在恶化焊接电极以及加快冲压模具磨损的问题。例如，在取专利文献1记载的预涂层的大致平均厚度即25μm的情况下，进行热冲压后，涂镀钢板的表面层主要是厚度为7μm以上的脆性fe2al5相，其平均硬度值高达850～1000hv10gf。表层硬度高将加快冲压模具磨损，料片焊接时，还会恶化焊接电极寿命，焊接寿命仅为非镀层板的1/4左右。其次，专利文献1的预涂层厚度较大，热浸镀生产效率低，合金成本高，热冲压加热效率低。具体而言，专利文献1的预涂层厚度为20～33μm，实际工业生产中优选25μm。当浸镀温度一定时，预涂层厚度随浸镀时间增加而增厚且遵从抛物线规律。因此，目标预涂层厚度越厚，需要的浸镀时间越长，其效率越低，生产成本大大增加。另外，从合金成本上讲，预涂层越厚，消耗合金量增加，合金成本也越高，再者，镀层本身具有热反射性，在热冲压过程中镀层越厚加热效率越低。再次，专利文献1的热冲压工艺存在加热效率低的问题。具体而言，该方法主要采用常规加热装置对预涂层料片进行加热。在常规的加热炉中，主要通过热辐射和热对流进行加热，专利文献1依据钢板厚度和奥氏体化温度来设定炉温以及加热时间。通常在加热到高于平衡态奥氏体化温度50～100℃，即880～940℃后，还需再保温一段时间，目的是确保完全的奥氏体化、晶粒及元素分布均匀化。但是根据经典热传导公式φ=ka⊿t（其中，φ:热流量，k:总导热系数，a:传热面积，⊿t：温度差）可知，在导热系数和传热面积不变的情况下，温度差越大，传热效率越高。对于专利文献1的加热工艺而言，由于炉子设定温度仅仅高于平衡态奥氏体化温度50～100°，当料片表面温度接近或达到炉子设定温度后，料片内部温度并不一定达到所设定的炉温。另外，由于温差过小，传热效率大大降低，需通过更长时间保温来解决完全奥氏体化的问题。但是，保温时间过长，可能会导致部分晶粒的异常长大。另外，在专利文献1中，由于其预涂层厚度为20～33μm，厚度较厚，所以该专利不仅限定了第一加热阶段的升温速率，即在200～700℃阶段加热速率为4～12℃/s，而且还限定了较长的保温时间，其目的除了满足基体奥氏体化外，更是为了使得涂层充分金属间合金化，形成符合其要求的4层合金化层，以便在保证焊接要求的同时，避免因基体与金属涂层之间的金属间合金化程度不充分而导致炉辊结垢问题。事实上，在实际的生产中，按照专利文献1提供的方法进行热冲压时发现，较厚预涂层以及单一固定的加热工艺很容易出现金属间合金化不充分的问题，最终导致炉辊结垢，热冲压成形构件生产商不得不定期更换炉辊。从成本上来讲，由于炉辊昂贵的价格，大大增加了生产成本；从质量来讲，产品质量下降，造成残次品比率提高，同样也带来生产成本的增加。技术实现要素：本发明是鉴于现有技术中存在的上述问题做出的，目的之一在于提供一种具备改善的vda弯曲韧性的热冲压成形构件。本发明的另一目的在于提供一种包括上述热冲压成形构件的机动车辆。本发明的又一目的在于提供一种能够提高热冲压后的vda弯曲韧性的预涂镀钢板。本发明的再一目的在于提供一种能够获得具备改善的vda弯曲韧性的热冲压成形构件的热冲压工艺。影响冷弯性能测试结果的因素很多,除冷弯样品的方向(平行于轧制方向为纵向，垂直于轧制方向为横向)对冷弯性能测试结果有重要的影响外，冷弯试验时的速度、支承辊之间的跨距、试样的宽度、弯心直径等都会不同程度地对冷弯性能测试结果产生影响。但这些因素均是在技术检验标准中规定的，也是要遵循的。比如德国汽车工业协会发布的vda238-100标准中规定了冷弯试样尺寸和跨距。因此，分析和探讨影响冷弯性能测试结果的其它因素（试样表面涂层、脱碳层以及组织等）是很重要的。传统的具有25μm预涂层的预涂镀钢板在热冲压加热及奥氏体化过程中，基体中的fe原子向预涂层扩散，预涂层中的al向基体中扩散，而基体/涂层的边界会向基体一侧移动。发明人经过潜心研究发现，随着基体/涂层边界的移动，基体中的c原子会发生扩散现象，由于c原子在基体（加热时为c饱和溶解度很高的奥氏体）中溶解度极高，而在涂层中（含铝的铁素体和/或铁铝化合物）中溶解度极低，c原子几乎不能向涂层一侧扩散，就势必会在涂层/基体边界附近（基体一侧）发生堆积，形成明显的c富集带。而在热冲压并冷却后，该c富集带会形成高c含量的马氏体组织，脆性很大，因此料片弯曲时会在c富集的脆性马氏体区域首先发生开裂失效，使得vda弯曲韧性降低。因此，发明人意识到解决现有技术中vda性能弱点的突破口，在于通过改善加热后的涂层或者涂层和基体的关系来降低c富集的程度，并进一步降低该区域马氏体的脆性。基于这一发现，本发明的第一方面提供一种热冲压成形构件，其中，所述热冲压成形构件在基础钢的至少一个表面上设置有铝或铝合金的涂层，所述涂层由所述基础钢与铝或铝合金的预涂层之间的相互扩散产生，所述涂层的厚度为6～26μm。根据本发明，与现有技术相比，减小了涂层的厚度。因此，本发明的成形构件可以使用具有较薄预涂层的预涂镀钢板制备，具体而言，预涂层的厚度可以减薄至3～19μm，优选为5~18μm，进一步优选为12~18μm。较薄预涂层中的al元素总含量相对较少，从而fe和al的相互扩散总量变小，这使得基体/涂层的边界向基体一侧的移动变小。相应地，c原子在涂层/基体边界附近（基体一侧）发生堆积的程度就更小，其偏聚程度与厚度为20μm以上的预涂层相比明显减小。在进行三点弯曲（vda238-100标准）性能检测时，本发明的成形构件的断裂失效应变与涂层厚度为30μm以上（对应预涂镀钢板的预涂层厚度为20μm以上）的传统成形构件相比大幅提升，最大弯曲角提升1～7°。例如，本发明钢板技术的21μm构件涂层厚度（对应预涂层厚度14μm）比目前应用的34μm构件涂层厚度（对应预涂层厚度25μm）的现有技术vda标准最大弯曲角度提高4°，能大幅改善热冲压构件的碰撞韧性。此外，专利文献1提到，预涂层厚度小于20μm时，抗腐蚀性能降低。但是事实上，预涂层在热冲压过程中会形成合金化，合金化之后最内层（专利文献1中的a层）为bcc铁中固溶大量的al（和si）的组织，外侧的合金化层则为fe与al的金属间化合物（专利文献1中的b、c、d层），硬度高达650～1000hv，因此所有的合金化层在热冲压过程中都极易形成大量微裂纹，深度方向穿透表面的金属间化合物层。在专利文献1发布的几年后，全球的热冲压行业和汽车行业均发现了这一问题，这种微裂纹会导致防腐性能下降。也就是说，专利文献1通过确保预涂镀钢板的预涂层乃至成形构件的涂层厚度较厚来提高防腐性能的观点并不成立。本申请发明人认为，这种镀层热冲压成形构件的防腐性能与合金化层的金属间化合物无关，而仅与其a层有关，因此本发明只控制a层的形成，b、c、d层是否存在及如何存在都不影响镀层构件的防腐性能。也就是说，本发明虽然减薄了成形构件的涂层厚度，但并未降低抗腐蚀性能。优选地，所述涂层仅由第一层构成，所述第一层位于靠近所述基础钢的一侧即最内侧，所述第一层为厚度6～14μm的相互扩散层，所述相互扩散层的成分为含al、si的α-fe，其中fe含量以重量计大于等于70%。这种情况下，涂层结构仅包含相互扩散层。该相互扩散层厚度大于6μm以确保形成一定过渡层，阻止裂纹向基体扩展；厚度小于14μm，能够避免合金化层的总厚度过高而导致c过度扩散造成c富集。另外，相互扩散层为富含al、si的α-fe，即晶体结构为体心立方（bcc）的fe，其中fe含量以重量计大于等于70%。上述第一层中可能包含以体积百分数计为20%以下的金属间化合物相，如fe3al等。在第一层中，还可能在中间扩散层的外侧覆盖厚度1～2μm的feal层。第一层的硬度值hv10gf为220～410。在涂层结构仅包含相互扩散层的情况下，在该中间扩散层的外侧覆盖有al的氧化物，以确保该层的α-fe不被氧化。作为另一种优选方案，涂层由上述第一层和第二层构成，所述第二层位于所述第一层的外侧，所述第二层的厚度为0~8μm，第二层组织为fe、al和si的金属间化合物，其中fe含量以重量计为30%～47.9%。这种情况下，在第一层的外侧包含第二层，该第二层含有连续的脆性fe2al5、feal3等金属间化合物相，硬度值hv10gf为800～960。作为又一种优选方案，涂层由上述第一层、上述第二层和第三层构成，所述第三层位于所述第二层的外侧，所述第三层的厚度为0～10μm，第三层组织为fe、al和si的金属间化合物，其中fe含量以重量计为48%～69%。这种情况下，在第二层的外侧包含第三层，该第三层为feal或feal2等相，其中亦可能含有小于10%重量的si，硬度值hv10gf为400～630。作为再一种优选方案，涂层由上述第一层、上述第二层、上述第三层和不连续分布的表面层构成，所述表面层位于所述第三层的外侧，所述表面层的厚度为0～4μm，所述表面层包含所述第二层组织与所述第三层组织，在所述表面层中以体积百分数计含有至少30%的所述第三层组织。这种情况下，在第三层的外侧具有不连续分布的表面层，所述表面层中的第二层组织（fe2al5、feal3等金属间化合物相）的含量小于70%，硬度值hv10gf为650～850。也就是说，本发明的成形构件热冲压后虽然也具有表面层，但其是不连续分布的，与具备连续分布表面层的传统涂层结构相比，硬度降低。其主要原因在于，传统的涂层表面层含有大于90％的fe2al5，而fe2al5相硬度较高，硬度值约为900～1000hv10gf。与之相对，在本发明产品中，最外侧的不连续表面层中的fe2al5以体积计少于70%，且厚度仅为0~4μm，即存在体积百分比至少30%的feal相（fe含量以重量计48%～69%），优选不含fe2al5。而feal相硬度较低（硬度约为400～630hv10gf），并且体积百分数较大，因此，本发明的涂层结构表面硬度降低。需要注意的是，随着涂层的减薄，其微观结构逐渐演化，涂层表层硬度也逐渐演化。例如在涂层由上述第一层、上述第二层、上述第三层和不连续分布的表面层构成的情况下，表面硬度降低至650～850hv10gf。在涂层由第一层、第二层和第三层构成的情况下，表面硬度降低至400～630hv10gf。又如，在涂层仅由第一层构成的情况下，表面硬度降低至220～410hv10gf。如上所述，本发明的热冲压成形构件的表层硬度随着涂层厚度的减薄而逐渐降低，这不仅减轻了冲压模具的磨损，而且有利于延长焊接电极头寿命。本发明的第二方面提供一种机动车辆，其包括第一方面的热冲压成形构件。例如，该热冲压成形构件可用作陆用汽车的安全结构件、增强结构件、车轮构件、高强韧汽车结构件或底盘结构件。本发明的第三方面提供一种热冲压成形用预涂镀钢板，在基础钢的至少一个表面上设置有铝或铝合金的预涂层，其中，所述热冲压成形用预涂镀钢板的总厚度为0.5mm～3.0mm，所述预涂层的厚度为3～19μm，优选为5~18μm，进一步优选为12~18μm。根据发明，与传统的预涂镀钢板，预涂层的厚度减薄，因此能够用来形成第一方面的热冲压成形构件。如前所述，使用本发明的预涂镀钢板能够提高热冲压后的vda弯曲韧性，同时能够降低表层硬度，从而减轻冲压模具的磨损，而且有利于延长焊接电极头寿命。此外，由于预涂层厚度较薄，所以能够降低涂镀成本，同时有助于实现料片的快速加热。作为一种优选方案，所述基础钢以重量百分比计包含以下成分：0.28～0.4%的c；0.6～3.5%的mn；0～0.004%的b；0～0.4%的nb+ti+v，0.05～1%的si，0.01～1%的al；总含量小于5%的cr、mo、ni、cu；以及不可避免的杂质元素。这种情况下，制得的热冲压成形构件的抗拉强度≥1700mpa。由此，在提高vda弯曲韧性、降低表层硬度的同时，能够获得良好的力学性能。作为又一优选方案，所述基础钢以重量百分比计包含以下成分：0.19～0.29%的c；0.6～3.5%的mn；0～0.004%的b；0～0.4%的nb+ti+v；0～2%的si，0～2%的al；总含量小于5%的cr、mo、ni、cu；以及不可避免的杂质元素。这种情况下，制得的热冲压成形构件的抗拉强度为1400mpa～1800mpa。更加优选地，基础钢以重量百分比计包含0.1~0.4%的v。这种情况下，根据vc析出固溶度积的条件，在奥氏体化过程中奥氏体晶界会有一定量的vc和/或（v，ti）和/或c（v，ti,nb）c的复合碳化物，第二相粒子对奥氏体晶粒有效钉扎，将会细化原奥氏体晶粒，因此，vc的沉淀析出对控制原奥氏体晶粒尺寸有着重要影响。更重要的是，析出温度与热冲压工艺耦合。根据本发明的一个优选实施例，重量百分比计包含以下成分：0.35%的c；1.35%的mn；0.002%的b；0.04%的ti；0.2%的v；0.2%的si，0.05%的al；0.2%的cr，利用本发明钢进行热冲压所得到的原奥氏体晶粒尺寸大小为2.2～7μm，晶粒细化强化，不仅能提高强度，还利于韧性的提高。而且，该奥氏体晶内可获得粒子尺寸为0.1～20nm的vc和/或（v，ti）和/或c（v，ti,nb）c的复合碳化物，基于纳米碳化物的析出强化，可进一步提高材料强度，热冲压成形后并涂装回火后，构件强度达到1950mpa，延伸率8%。本发明的第四方面提供一种热冲压成形工艺，其包括以下步骤：钢板奥氏体化步骤，将第三方面的热冲压成形用预涂镀钢板或其预成形构件分级加热至840℃以上；钢板移送步骤，将加热后的预涂镀钢板移送至热冲压成形模具上，保证移送至模具时所述预涂镀钢板的温度在550℃以上；热冲压成形步骤，在模具中冲压移送来的所述预涂镀钢板，获得热冲压成形构件。如上所述，本发明针对第三方面的预涂镀钢板创新地提出多级快速加热方案。首先，预涂层厚度减薄，总的热传导效率提高，更容易快速实现料片的奥氏体化。其次，采取分段控温，温差较大，加热效率大大提高，实现快速加热。该工艺在提高生产效率的同时还能够避免奥氏体晶粒因高温段长时间保温造成的异常长大。再者，较薄的预涂层加上分级加热布局，使得基体与金属涂层之间的金属间合金化程度更充分，进而避免焊接以及炉辊结垢等一系列问题，事实证明，不仅有效提高了炉辊的使用寿命，还提高了产品的合格率，大大节约了生产成本。该分级加热布局可通过设置辊道炉或感应加热装置的布局实现。而且，通过采用预涂层厚度减薄的预涂镀钢板，能明显提高热冲压后成品料片的vda最大弯曲角，改善其韧性。同时，能有效减轻冲压模具磨损，延长焊接电极头寿命，进而较大程度上提高汽车车身部件的抗碰撞安全性和吸能效果，进一步推动汽车材料的发展，也更有益于节能减排。此外，更为重要的是，快速加热使得fe和al的扩散时间变短，从而基体/涂层的边界向基体一侧的移动进一步变小。相应地，c原子在涂层/基体边界附近（基体一侧）发生堆积的程度就更小，从而更加有利于vda弯曲韧性的提高。优选地，在所述钢板奥氏体化步骤中，按照以下方式进行分级加热：对于厚度为0.5~1.5mm的预涂镀钢板，预热镀层合金化阶段将加热温度设定为700~875℃，奥氏体化加热的第1阶段将加热温度设定为920~940℃，第2阶段将加热温度设定为940～960℃，第3阶段将加热温度设定为920～940℃，第4阶段为保温阶段，温度设定为900～920℃其中，对于厚度为0.5～1.0mm的预涂镀钢板，总加热时间（第1至第4阶段）设定为90s～140s，对于厚度大于1.0mm小于等于1.5mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为120s～180s；对于厚度大于1.5mm小于等于3.0mm的预涂镀钢板，预热镀层合金化阶段将加热温度设定为700~895℃，奥氏体化加热的第1阶段将加热温度设定为940~960℃，第2阶段将加热温度设定为950～970℃，第3阶段将加热温度设定为940～960℃，第4阶段为保温阶段，温度设定为920～940℃，其中，对于厚度大于1.5mm小于等于2.0mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为180s～220s，对于厚度大于2.0mm小于等于2.5mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为180s～260s，对于厚度大于2.5mm小于等于3.0mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为200s～300s。上述工艺步骤与本发明的预涂镀钢板匹配，预涂镀的al或合金的镀层的熔化温度为600℃左右，因此加热过程初期会导致涂镀层的表面液化，液态al或al的合金会与辊道炉的炉辊发生反应而粘在炉辊上影响炉辊寿命，为了减少液态al或al的合金的产生，本发明设定了预热镀层合金化阶段，其目的在于将预涂镀的al或al的合金的镀层与基体fe之间发生充分的合金化，减轻钢板表面的液态al或al的合金与炉辊间的反应。上述工艺步骤与本发明的预涂镀钢板匹配，能够获得第一方面的成形构件所要求的涂层结构，提高vda弯曲韧性、降低表面硬度等效果，并获得所需的力学性能。优选地，在所述钢板移送步骤之后，还包括涂装烘烤步骤，在所述涂装烘烤步骤中，将所述热冲压成形构件加热至130～200℃，保温5～60min，然后以任意方式冷却。经过涂装烘烤步骤后，热冲压成形构件的力学性能进一步提高。例如，以170℃/20min的条件进行烘烤后，热冲压成形构件的屈服强度提高50～150mpa，抗拉强度降低约50～120mpa，延伸率提高约0~3%，冲击韧性值提高5～20j/cm2，材料的碰撞吸能效果得以提升。附图说明图1是具有不同预涂层厚度的钢板热冲压前的涂层结构图。图2是具有不同预涂层厚度的钢板热冲压后的涂层结构图。图3是具有不同预涂层厚度的钢板热冲压后的微观硬度测试位置示意图。图4是具有不同预涂层厚度的钢板热冲压后的微观硬度趋势图。图5是具有不同预涂层厚度的1.2mm厚22mnb5钢热冲压后钢板三点弯曲性能曲线图，其中右侧图片是左侧图片局部的放大图。图6是具有al-si预涂层的22mnb5钢热冲压后的涂层和基体交界处的c富集情况图。图7是表示0.5～1.5mm板料的热冲压工艺参数的图。图8是表示1.5～3.0mm板料的热冲压工艺参数的图。图9是表示现有技术的钢板的热冲压后涂层结构的图。图10是表示现有技术的热冲压成形工艺的图。具体实施方式下面将参考示例性实施例来更详细地描述本发明。以下实施例或实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。首先，本发明的热冲压成形用预涂镀钢板厚度为0.5～3.0mm，其中预涂层厚度为3～19μm，在本实施例中，提供分别具有5μm、14μm厚度的预涂层的热冲压成形用预涂镀钢板，预涂层形成在钢板的上下两表面上。另外，提供具有25μm厚度的预涂层的热冲压成形用预涂镀钢板以便进行比较。其中，钢板的基础钢以重量百分比计包含以下成分：基础钢以重量百分比计包含以下成分：0.28～0.4%的c；0.6～3.5%的mn；0～0.004%的b；0～0.4%的nb+ti+v，0.05～1%的si，0.01～1%的al；总含量小于5%的cr、mo、ni、cu；以及不可避免的杂质元素，其中，v的含量优选为0.1~0.4%。或者，基础钢以重量百分比计包含以下成分：0.19～0.28%的c；0.6～3.5%的mn；0～0.004%的b；0～0.4%的nb+ti+v；0～2%的si，0～2%的al；总含量小于5%的cr、mo、ni、cu；以及不可避免的杂质元素。例如，作为一个优选实施例，基础钢以重量百分比计包含以下成分：0.35%的c；1.35%的mn；0.002%的b；0.04%的ti；0.2%的v；0.2%的si，0.05%的al；0.2%的cr。本发明的预涂镀钢板的预涂层例如可以通过热浸镀形成，典型热浸镀溶液的基本组成通常包含（以质量计）：8~11％si、2％~4％fe、余量为al或al合金以及不可避免的杂质。然而，本发明并不局限于该组成，可以采用各种铝或铝合金涂层。其中，si主要是为了抑制金属间化合物的形成，若硅含量较低，则在奥氏体化过程2分钟范围内容易形成富铝的金属间化合物al2fe相，在奥氏体化2～6分钟后容易转变为fe2al5相，该层为脆性相，对热冲压模具以及焊接电极不利，因此，一般控制si含量在8~11%。涂层的高温稳定性和抗氧化性能主要由al提供，由一层薄而致密的al2o3作为保护膜。这样形成的预涂层中的铝含量通常大于等于60%。作为一个示例，基础钢以及预涂层具有表1所示的成分。表1本发明的预涂镀钢板的基础钢以及预涂层的化学组成其中，bal.表示除其他元素之外的余量。22mnb5钢板的预涂层结构如图1所示。其中，左侧钢板（本发明钢板）具有5μm厚度的预涂层，中间钢板（本发明钢板）具有14μm厚度的预涂层，右侧钢板（传统钢板）具有25μm厚度的预涂层。各钢板的基体为铁素体和珠光体组织，预涂层结构从基体侧开始依次为：金属间化合物层（fe2al5、fe2al8si）、铝涂层。对预涂层厚度不同的热冲压成形用钢板的预涂层结构分析显示，其金属间化合物层的厚度大致相当，均为4.5μm左右，区别主要在于铝涂层的厚度，上述各钢板中铝涂层的厚度分别为0.5μm、9.5μm、20.5μm。本发明的具有3～19μm预涂层的热冲压成形用钢板例如可以通过以下工艺制造。（1）炼钢，按照上述成分由真空感应炉、电炉或转炉冶炼，利用连铸技术生产铸坯，或直接采用薄板坯连铸连轧工艺。（2）板坯均温，将所炼制的钢坯放入1150～1340℃进行加热，保温20～2000分钟。（3）热轧，将钢坯在1020～1280℃进行粗轧，钢板总的压下量在50%以上，终轧温度控制在500℃以上，制得热轧钢板；在840℃以下的温度区对上述热轧产品的进行卷曲，其后，可以进行酸洗得到热轧酸洗钢板。最终组织为珠光体+铁素体、或珠光体+铁素体+少量贝氏体、或珠光体+铁素体+少量马氏体。（4）上述热轧钢板可以进行冷轧后得到冷轧带钢。（5）对上述冷轧钢板表面进行不同的涂镀al-si预涂层的处理，得到al-si预涂镀钢板。接下来，对上述预涂镀钢板进行热冲压成形，例如可以采用下述热冲压工艺。（a）钢板奥氏体化：切割所述预涂镀钢板，获得预定尺寸和形状的料片，采用箱式炉、辊底炉或感应加热等加热装置，加热制度如图7和图8所示，将热冲压成形用钢板或其预成形构件分级快速加热至700～970℃并保温0.5～15分钟。（b）钢板移送：将加热的上述钢板移送至热冲压成形模具上，保证移送至模具时钢板温度在550℃以上。（c）热冲压成形：根据板料尺寸设定合理的压机吨位进行冲压成形，根据板厚确定保压时间，并且，可以通过模具冷却系统控制模具表面温度，使钢板在模具中以不小于10℃/s的平均冷速冷却至250℃以下，然后以任意方式冷却至室温，得到相应的热冲压成形构件。经过上述冲压成形获得的成形构件可进一步接受以下处理：（d）涂装烘烤：在构件涂装工艺过程中，将成形构件加热至130～200℃，保温5～60min，然后以任意方式冷却。在上述钢板奥氏体化步骤中，对于厚度为0.5~1.5mm的预涂镀钢板，预热镀层合金化阶段将加热温度设定为700~875℃，奥氏体化阶段加热到840℃以上，具体而言，奥氏体化加热的第1阶段将加热温度设定为920~940℃，第2阶段将加热温度设定为940～960℃，第3阶段将加热温度设定为920～940℃，第4阶段为保温阶段，温度设定为900～920℃其中，对于厚度为0.5～1.0mm的预涂镀钢板，总加热时间（第1至第4阶段）设定为90s～140s，对于厚度大于1.0mm小于等于1.5mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为120s～180s；对于厚度大于1.5mm小于等于3.0mm的预涂镀钢板，预热镀层合金化阶段将加热温度设定为700~895℃，奥氏体化加热的第1阶段将加热温度设定为940~960℃，第2阶段将加热温度设定为950～970℃，第3阶段将加热温度设定为940～960℃，第4阶段为保温阶段，温度设定为920～940℃，其中，对于厚度大于1.5mm小于等于2.0mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为180s～220s，对于厚度大于2.0mm小于等于2.5mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为180s～260s，对于厚度大于2.5mm小于等于3.0mm的预涂镀钢板，总加热时间设定为200s～300s。其中，在满足总加热时间要求的情况下，各阶段的加热时间可根据钢板的厚度等进行分配。例如，上述钢板奥氏体化步骤中的参数可如表2所示设定。表2热冲压工艺参数然后，对通过上述工艺获得的成形构件的涂层进行分析。表3例示了具有不同预涂层厚度的钢板热冲压前后的涂层厚度变化情况。其中，is1和is2表示本发明的预涂镀钢板，cs1表示传统的预涂镀钢板。表3预涂镀钢板冲压前后的涂层厚度样品基础钢预涂层预涂层厚度（μm）热冲压后 涂层厚度（μm）钢板总厚度（mm）is122mnb5alsi10fe35101.2is222mnb5alsi10fe314211.2cs122mnb5alsi10fe325341.2上述分别具有5μm、14μm、25μm厚度的预涂层的热冲压成形用预涂镀钢板经过热冲压后，涂层厚度分别变为10μm、21μm、34μm，涂层结构如图2所示。对各层进行微观硬度测定，测定位置和结果如图3和图4所示。具体而言，从基体开始向外侧依次具有以下层：(a)第一层：相互扩散层，其厚度为6～14μm，图示例中为8～12μm。相互扩散层的厚度需大于等于6μm以确保形成一定过渡层，阻止裂纹向基体扩展；厚度小于等于14μm主要是为了避免c过度扩散而造成c富集。相互扩散层为富含al、si的α-fe，其中fe含量以重量计大于等于70%。并且，相互扩散层中可能包含fe与al的金属间化合物相，比如纳米颗粒的fe3al。此外，在相互扩散层的表面可能进一步覆盖1～2μm的金属间化合物feal层。其中，fe3al与feal等金属间化合物在第一层中所占的体积百分比在20%以下。第一层的硬度值hv10gf为220～410。当预涂层厚度较薄时，本发明的钢经过热冲压后，表面层硬度相应降低较大。具体而言，当涂层仅由第一层构成时，表面硬度为220～410hv10gf。即使在相互扩散层含有fe3al相的情况下，由于本发明中的涂层较薄且其中fe3al相含量极少，故涂层硬度综合下来也不超过410hv10gf。与之相对，传统钢板热冲压后的表面层为连续分布的fe2al5相，该fe2al5相自身的断裂韧性值为1mpa，硬度值高达900～1150hv10gf。(b)第二层：主要为连续的脆性fe2al5、feal3、含si的fe和al的金属间化合物等相。第二层的厚度为0～8μm，图示例中为5～7μm，其中fe含量以重量计为30%～47.9%，硬度值hv10gf为800～960。(c)第三层：主要为feal、feal2等金属间化合物相。第三层的厚度为0～10μm左右，图示例中为4～7μm，其中fe含量以重量计48~69%，硬度值hv10gf为400～630。(d)不连续分布的表面层，含有第三层组织即feal、feal2等金属间化合物相和第二层组织即fe2al5、feal3等金属间化合物相，其中第三层组织的含量以体积百分数计至少为30%，第二层组织则为70%以下，优选不含第二层组织。表面层的厚度为0～4μm左右，图示例中为0～3μm，硬度值hv10gf为650～850。需要注意的是，根据预涂镀钢板的预涂层厚度和加热制度的不同，成形构件的涂层结构也有所不同，本发明的预涂镀钢板和加热工艺确保了成形构件具备本发明所要求的涂层结构。例如，当预涂层厚度为5μm时，利用本发明的工艺冲压后涂层厚度变为10μm，如图2左侧图片所示，涂层结构仅包含a层即相互扩散层，图中ct*表示热冲压后的涂层厚度。当预涂层厚度为14μm时，如图2中间图片所示，利用本发明的工艺冲压后涂层厚度变为21μm，涂层结构包含a、b、c层及不连续的d层。另外，需要强调的是，随着涂层的减薄，其微观结构逐渐演化，涂层表层硬度也逐渐演化的，例如预涂层厚度为14μm的板料经过热冲压后，其涂层结构由a、b、c层组成，最外侧层并非以脆性fe2al5相为主，而是以feal或feal2相为主，因此表层硬度相应降低较大，硬度值hv10gf为400～630，其中即使含有少量的fe2al5相，硬度值hv10gf也不超过630。另一方面，预涂层厚度为5μm的板料经过热冲压后，其最终的涂层组织只有相互扩散层，厚度为10μm左右，相互扩散层主要由富含al、si的α-fe构成，这种情况下的最外层硬度值hv10gf为220～410。与之相对，在具有25μm厚的预涂层的传统钢的情况下，热冲压后的最终涂层厚度约为34μm，最外层为连续分布的fe2al5相，硬度为950hv10gf左右。如上所述，本发明的预涂镀钢板经过热冲压成形后，表层硬度随着涂层厚度的减薄而逐渐降低。这样一来，不仅降低了冲压模具的磨损程度，而且有利于延长焊接电极头的寿命。在vda238-100标准规定的弯曲试验装置上进行弯曲试验。将试样放置于两辊筒上，尽可能保证安装的辊筒无摩擦。设定预载荷阈值为30n。以10mm/min的横梁位移速度进行预加载，达到设定值后，以20mm/min的横梁位移速度向下压，试验结束的标准是压力达到最大值后下降30～60n。三点弯曲试验测试结果显示，预涂层厚度分别为5μm、14μm、25μm的1.2mm的22mnb5板料经过热冲压后，轧制方向最大弯曲角αmax分别为65±0.3°、62±0.4°、58±2.0°，如图5所示。也就是说，对于1.2mm厚度的板料，具有5μm的预涂层的本发明板料热冲压后vda最大弯曲角为65度左右，而具有25μm预涂层的传统板料热冲压后vda最大弯曲角仅为58度左右，且其性能波动较大。显而易见，本发明的具有3～19μm厚预涂层的钢板，与传统预涂镀钢板相比，最大三点弯曲角最高可提高7度左右。本发明的钢板改善vda弯曲韧性的理由如下。发明人对涂层以及基体元素分布进行了测定，并利用电子探针线扫（波普）功能对热冲成形后的22mnb5镀层板进行了c元素分布测定。结果发现，如图6所示，在加热和奥氏体化过程中，c原子向基体中扩散并在相互扩散层和基体之间的边界附近形成1～4μm的c富集带，淬火后该c富集带残留在基体和相互扩散层之间的界面附近，形成高c的马氏体，脆性较大，冷弯时此处过早发生失效是造成冷弯性能较差的重要原因。发明人进一步通过研究发现，通过减薄预涂层的厚度，可以减少c原子偏聚量进而改善冷弯性能。根据实施例的实验数据进行计算，具有25μm预涂层的传统钢板经过热冲压后其合金化层的界面向基础钢一侧迁移了9μm，与之相对，具有14μm和5μm预涂层的本发明钢板，经过热冲压后其合金化层的界面向基础钢一侧分别迁移了7μm和5μm；因此热冲压后，c原子在合金化层界面附近的基体钢中的富集总量，具有25μm预涂层的传统钢板为预涂层厚度为14μm和5μm的本发明钢板的1.8和1.4倍。此外，对利用上述表3所示预涂镀钢板进行热冲压成形获得的成形构件，测试力学性能，结果如下述表4所示。其中，成形构件isp1、isp2、csp1依次对应于预涂镀钢板is1、is2、cs1，ts表示抗拉强度，ys表示屈服强度，te表示总延伸率，αmax表示最大弯曲角（弯曲力达到最大时的弯曲角），td表示垂直于轧制方向，rd表示平行于轧制方向。表4力学性能结果（jis5试样）样品编号ts/mpays/mpate/%αmax(td/rd)度isp11569±121128±157.2±0.1762±0.8/65±0.3isp21551±141116±267.1±0.2160±0.7/62±0.4csp11545±191132±276.8±0.4954±1.1/58±2.0从上表可知，本发明的预涂镀钢板与传统的预涂镀钢板相比，能够在提高最大弯曲角，改善冷弯性能的同时，获得与传统预涂镀钢板相当甚至更高的抗拉强度、屈服强度和延伸率。本发明的热冲压成形构件可用作机动车辆的安全结构件、增强结构件、车轮构件、高强韧汽车结构件或底盘结构件，包括但不限于汽车的a柱、b柱、保险杠、车顶构架、车底框架以及车门防撞杆等。以上描述了本发明的优选实施例，但是本领域的技术人员应该明白的是，在不脱离本发明构思的前提下进行的任何可能的变化或替换，均属于本发明的保护范围。例如，在上述实施例中，描述了预涂镀钢板在上下两表面上均具有预涂层的情况，但也可以在一个表面上形成预涂层。而且，实施例中记载的数据和各种参数仅是示例性的，并不构成对本发明的限制。当前第1页12