具有贯穿厚度的梯度微结构的镀锌热成形高强度钢零件

摘要

本发明提供了强化高强度相变诱导塑性(TRIP)钢的表面区域的方法。该方法可包括对热成形压制硬化部件的暴露表面的至少一个区域进行喷丸处理，其中该热成形压制硬化部件包括高强度钢。在喷丸处理之前，部件具有微结构，该微结构在马氏体基体中包括以体积计大于等于约5％的残余奥氏体。喷丸处理在小于等于约150℃的温度下进行，且形成至少一个硬化表面区域，该至少一个硬化表面区域包括以体积计小于或等于约2％的奥氏体。TRIP钢可涂覆有锌，并可具有包括锌并基本上无液态金属脆性(LME)的表面涂层。本发明还提供了通过此类方法形成的镀锌热成形压制硬化部件(包括汽车部件)。

说明书

技术领域

本发明涉及一种具有贯穿厚度的梯度微结构的热成形压制硬化高强度钢零件以及进行选择性表面硬化处理以形成热成形压制硬化高强度钢零件的方法。

背景技术

该部分提供了与本发明相关的背景信息，但其不一定是现有技术。

还被称为“热冲压钢”或“硼钢”(例如，22MnB5合金)的压制硬化钢(PHS)是用于汽车车身结构应用的最坚固的钢之一，其拉伸强度性能通常约为1400兆帕(MPa)或更高。这种钢合金具有较低的锰水平，且不具有铝，而且其具有各种期望性能，包括较高的强度重量比。由PHS形成的部件在各种工业和应用中已经变得越来越普遍，这些工业和应用包括通用制造、建筑设备、汽车或其他运输业、家用或工业结构件等等。PHS部件通常用于形成诸如结构柱和门梁这样的承载部件，这些承载部件通常需要高强度的材料。因此，这些钢的成品状态被设计成具有较高的强度和足够的延展性以抵抗外力(例如，在不破裂的情况下抵抗外界物体使其无法进入乘客舱，从而为乘员提供保护)。

随后，在熔炉内对PHS钢坯进行奥氏体化处理。奥氏体化处理通常在约880℃至950℃的范围内的温度下进行。接着，通过在模具中对钢坯进行压制和淬火处理来对钢坯进行热冲压处理。在PHS的热冲压处理中，成形和硬化处理被结合为单个操作，该单个操作可为两种主要工艺类型——直接工艺类型和间接工艺类型——中的一种。在直接方法中，PHS部件在模具之间同时进行成形和压制处理，这实现了钢的淬火处理。例如，模具可通过水进行冷却。在间接方法中，PHS部件在奥氏体化处理之前冷成形为中间部分形状；接着，执行后续的压制和淬火步骤。PHS部件的淬火处理通过将微结构从奥氏体转变为马氏体来对部件进行硬化处理。在典型的间接或直接PHS工艺之后(在热成形和淬火处理之后)，PHS高强度钢微结构的主要成分为马氏体(例如，大于98％)。

PHS部件可能会需要阴极保护。PHS部件可在适用的预冷成形处理(在使用间接工艺的情况下)或奥氏体化处理之前进行镀覆。PHS部件的镀覆处理为底层钢部件提供了保护层。此类涂层通常包括铝-硅合金和/或锌。锌涂层提供阴极保护；涂层作为牺牲层，且即便在钢裸露在外的情况下，发生腐蚀的也会是该涂层，而不是钢部件。然而，当金属体系在高温成形期间接触液态金属(例如，锌)时，可能会出现液态金属脆性(LME)，进而导致发生潜在开裂，而且还会导致总延伸率降低或材料的延展性降低。LME还可导致极限拉伸强度降低。为了在常规PHS工艺中避免出现LME，执行了许多额外的处理步骤。

PHS合金的可选高强度钢合金材料可用于形成压制硬化钢部件，例如，精选的高强度相变诱导塑性(TRIP)钢(例如，δ-TRIP钢以及中等锰含量TRIP钢)。然而，由此类精选TRIP钢形成的可选热成形压制硬化结构通常具有带有残余奥氏体的微结构，因此其可能不具有可与具有完全马氏体化微结构的对比PHS结构相比的高强度或硬度水平。进一步的，当此类精选的可选高强度TRIP钢合金材料进行镀锌或锌镀层退火处理并接着进行压制硬化处理时，它们同样可能会出现LME。因此，目前仍需要形成具有必要硬度和强度水平的高强度热成形压制硬化钢部件的简化工艺，同时提供基本上无LME的伽伐尼保护。

发明内容

该部分提供了本发明的一般性概述，但其并没有全面地公开本发明的整个范围或所有特征。

在某些方面，本发明提供了一种强化高强度钢的表面区域的方法。该方法可包括对热成形压制硬化部件的暴露表面的至少一个区域进行喷丸处理，其中该热成形压制硬化部件包括高强度相变诱导塑性(TRIP)钢。TRIP钢可选自由以下组成的组：

(i)Mn-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约4重量％的锰(Mn)，和

大于等于约0.1重量％且小于等于约0.4重量％的碳(C)；以及

(ii)δ-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约3重量％且小于等于总钢组合物的约6重量％的铝(Al)；

大于等于总钢组合物的约0.1重量％且小于等于总钢组合物的约1重量％的锰；和

大于等于约0.3重量％且小于等于约0.5重量％的碳。热成形压制硬化部件具有微结构，该微结构在马氏体基体中包括大于等于约5体积％的残余奥氏体。喷丸处理在小于等于约150℃的温度下进行，且其形成至少一个硬化表面区域，该至少一个硬化表面区域包括小于等于约1体积％的奥氏体。

在其他方面，本发明提供了一种强化镀锌高强度钢的区域的方法。该方法可包括对镀锌热成形压制硬化部件的暴露表面的至少一个区域进行喷丸处理，该镀锌热成形压制硬化部件包括高强度相变诱导塑性(TRIP)钢，且该TRIP钢具有包括锌的表面涂层。TRIP钢可选自由以下组成的组：

(i)Mn-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约4重量％的锰(Mn)，和

大于等于约0.1重量％且小于等于约0.4重量％的碳(C)；以及

(ii)δ-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约3重量％且小于等于总钢组合物的约6重量％的铝(Al)；

大于等于总钢组合物的约0.1重量％且小于等于总钢组合物的约1重量％的锰；和

大于等于约0.3重量％且小于等于约0.5重量％的碳。在喷丸处理之前，镀锌热成形压制硬化部件具有微结构，该微结构在马氏体基体中包括大于等于约5体积％的残余奥氏体。喷丸处理在小于等于约150℃的温度下进行，且其形成至少一个硬化表面区域，该至少一个硬化表面区域在部件上包括小于等于约1体积％的奥氏体。进一步的，部件基本上无液态金属脆性(LME)。

在另外的其他方面，本发明提供了一种镀锌热成形压制硬化部件。该部件包括至少一个硬化表面区域以及中心区域，该至少一个硬化表面区域包括小于等于约1体积％的奥氏体，该中心区域在马氏体基体中包括大于等于约5体积％的残余奥氏体。部件包括高强度相变诱导塑性(TRIP)钢，该TRIP钢具有包括锌的表面涂层。TRIP钢可选自由以下组成的组：

(i)Mn-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约4重量％的锰(Mn)，和

大于等于约0.1重量％且小于等于约0.4重量％的碳(C)；以及

(ii)δ-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约3重量％且小于等于总钢组合物的约6重量％的铝(Al)；

大于等于总钢组合物的约0.1重量％且小于等于总钢组合物的约1重量％的锰；和

大于等于约0.3重量％且小于等于约0.5重量％的碳。部件基本上无液态金属脆性(LME)。

从本文所提供的描述中，将很容易了解到其他的适用领域。在本发明内容中的描述和具体示例仅旨在用于说明的目的，其并不旨在限制本发明的范围。

附图说明

本文所描述的附图的目的仅仅是为了说明所选实施例，而不是为了说明所有的可能实施方式，且这些附图并不旨在限制本发明的范围。

图1是示出了高强度高锰相变诱导塑性(TRIP)钢合金微结构的示例性示意图，该微结构在热成形和压制硬化处理之后具有带有分布相的残余奥氏体的马氏体基体。

图2是示出了镀锌板坯的简化横截面示意图，在热成形和压制硬化处理之前，给该镀锌板坯的两个侧面涂覆腐蚀涂层。

图3是示出了根据本发明的某些方面的热成形压制硬化高强度高锰相变诱导塑性(TRIP)钢合金微结构的示例性示意图，其中该微结构在中心区域和选择性硬化的第一表面中具有带有分布相的残余奥氏体的马氏体基体。

图4是示出了根据本发明的另外其他方面的热成形压制硬化高强度高锰相变诱导塑性(TRIP)钢合金微结构的示例性示意图，其中该微结构在中心区域和选择性硬化的两个不同表面中具有带有分布相的残余奥氏体的马氏体基体。

图5是示出了根据本发明的其他方面的用于对相变诱导塑性(TRIP)钢合金进行喷丸处理的喷丸装置的示例性简化剖视图。

图6是示出了以汽车的常规B柱的形式存在的高强度结构部件的代表性前视图。

图7是示出了诸如图6所示的高强度结构部件的下部的详细侧透视图，其中该下部具有根据本发明的某些方面形成的两个不同的表面硬化区域。

在附图的所有几幅视图中，相应的附图标记表示相应的零件。

具体实施方式

提供了示例性实施例，使得本发明将是详尽的，并且将向本领域技术人员充分传达其范围。阐述了许多具体细节(例如，具体组合物、部件、装置和方法的示例)，以提供对本发明的实施例的详尽了解。对于本领域的技术人员来说显而易见的是，具体细节无需被采用，示例性实施例可以以许多不同的形式来体现，且两者都不应被解释为限制本发明的范围。在一些示例性实施例中，并未对已知工艺、已知装置结构以及已知技术进行详细的描述。

本文所用术语仅仅是为了描述特定示例性实施例的目的，其并不旨在起限制作用。除非上下文另有明确表示，否则本文所使用的单数形式“一”、“一个”和“该”可旨在包括复数形式。术语“包括”、“包含”、“含有”和“具有”具有包含性，并因此表示所述特征、元件、组合物、步骤、整数、操作和/或部件的存在，但这些术语并不排除一个或多个其他特征、整数、步骤、操作、元件、部件和/或其组的存在或增加。虽然开放性术语“包含”将被理解为用于描述并使得本文所阐述的各种实施例得到保护的非约束性术语，但在某些方面，相反的是，该术语可以可选地被理解为更具限制性和约束性的术语，例如，“由……组成”或“主要由……组成”。因此，对于任何描述组合物、材料、部件、元件、特征、整数、操作和/或工艺步骤的给定实施例而言，本发明还具体包括由或主要由这些所描述的组合物、材料、部件、元件、特征、整数、操作和/或工艺步骤组成的实施例。在“由……组成”的情况下，可选实施例排除任何额外的组合物、材料、部件、元件、特征、整数、操作和/或工艺步骤，而在“主要由……组成”的情况下，任何在物质上影响基本和新颖特性的额外组合物、材料、部件、元件、特征、整数、操作和/或工艺步骤都排除在该实施例之外，但是任何不在物质上影响基本和新颖特性的组合物、材料、部件、元件、特征、整数、操作和/或工艺步骤都可包括在该实施例中。

除非具体确定为执行顺序，否则本文所描述的任何方法步骤、工艺和操作不应被理解为必定需要以所讨论或所示出的特定顺序进行执行。还将理解的是，除非另有说明，否则可采用额外或可选的步骤。

当部件、元件或层被称为“位于”、“结合至”、“连接至”或“联接至”另一元件或层时，其可直接位于、结合至、连接至或联接至该另一部件、元件或层，或可存在中间元件或中间层。相反，当元件被称为“直接位于”、“直接结合至”、“直接连接至”或“直接联接至”另一元件或层时，可能不存在中间元件或中间层。其他用于描述元件之间的关系的词语应当以类似的方式来进行解释(例如，“在……之间”与“直接在……之间”、“邻近”与“直接邻近”等)。本文所用术语“和/或”包括相关联的列出项中的一个或多个的任何和所有组合。

虽然术语“第一”、“第二”和“第三”等可在本文中用来描述各种步骤、元件、部件、区域、层和/或部分，但是，除非另有说明，否则这些步骤、元件、部件、区域、层和/或部分不应被这些术语所限制。这些术语可仅用于区分一个步骤、元件、部件、区域、层或部分与另一步骤、元件、部件、区域、层或部分。当诸如“第一”和“第二”之类的术语以及其他数字术语在本文中使用时，除非上下文中清楚地指出，否则这些术语不暗示次序或顺序。因此，在不偏离示例性实施例的教导的情况下，下文所讨论的第一步骤、元件、部件、区域、层或部分可被称作第二步骤、元件、部件、区域、层或部分。

空间或时间上相关的术语(例如，“在……之前”、“在……之后”、“内部”、“外部”、“在……之下”、“在……下方”、“下部”、“在……上方”、“上部”等)可在本文中使用以便于描述，从而描述如图所示的一个元件或特征与另一元件或特征之间的关系。除了附图所示的方位之外，空间或时间上相关的术语还可旨在包括装置或系统在使用或操作中的不同方位。

在整个公开中，数值代表范围的近似度量或界限，以包括偏离给定值的细微偏差，以及大约具有所述值的实施例和确切地具有所述值的实施例。除了在详细描述结尾处提供的工作示例中，在本说明书(包括所附权利要求书)中的参数(例如，数量或条件的参数)的所有数值都应被理解为由术语“约”在一切情况下进行修饰，不管“约”实际上是否出现在数值之前。“约”表示所述数值允许一些轻微不精确(在一定程度上接近精确数值；大约或相当地接近数值；几乎等于该数值)。若由“约”提供的不精确用该一般含义在本领域无法理解，则本文所使用的“约”至少表示可由测量和使用此类参数的一般方法引起的变化。例如，“约”可包括小于等于5％，任选地小于等于4％，任选地小于等于3％，任选地小于等于2％，任选地小于等于1％，任选地小于等于0.5％，且在某些方面任选地小于等于0.1％的变化。

如本文所使用的，除非另有说明，否则所有的量均以重量百分比(或质量百分比)表示。

此外，范围的公开包括对所有值和在总范围内的进一步分割的范围的公开，包括提供给范围的端点和子范围。

当应用于本发明的组合物或方法的特性时，本文所提及的词语“基本上”表示在特性中可存在变化而不对组合物或方法的化学或物理属性产生实质影响。

现将参照附图对示例性实施例进行更充分的描述。

本发明涉及通过高强度钢合金(例如，相变诱导塑性(TRIP)钢)形成高强度部件的方法。高强度钢是一种极限拉伸强度大于等于约1000兆帕(MPa)(例如，大于等于约1400MPa且小于等于约2200MPa)的高强度钢。在某些方面，高强度TRIP钢合金包括相对较高量的锰，例如，以质量或重量计大于等于总高强度TRIP钢合金组合物的约4％。这种具有额定量超过4重量％的锰的高强度TRIP钢合金可被认为是高强度高锰相变诱导塑性(TRIP)钢合金微结构或Mn-TRIP钢。在某些变型中，Mn-TRIP钢合金可包括大于等于总组合物的约4重量％且小于等于总组合物的约12重量％的锰。高强度Mn-TRIP钢合金可进一步包括含量大于等于约0.1重量％且小于等于约0.4重量％的碳。

在某些变型中，高强度Mn-TRIP钢合金任选地包括大于等于总组合物的约4重量％且小于等于总组合物的约12重量％的锰；含量大于等于约0.1重量％且小于等于约0.4重量％的碳；下列合金成分中的一种或多种：大于等于约0.1重量％且小于等于约0.5重量％的硅；小于等于约1重量％的铬；含量小于等于约0.2重量％的钛；含量小于等于约0.1重量％的铝；含量小于等于约0.2重量％的磷；含量小于等于约0.05重量％的硫；累计含量小于等于约0.5重量％，优选地小于等于约0.1重量％的一种或多种杂质；以及余量的铁。

高强度Mn-TRIP钢合金的合适变型可包括7Mn-TRIP钢、10-Mn-TRIP钢等。7Mn-TRIP钢的额定锰含量为总合金组合物的约7重量％，而10-Mn-TRIP钢的额定锰含量为总合金组合物的约10重量％。

其他高强度TRIP钢合金可包括δ-TRIP钢，其中高强度TRIP钢合金的铝浓度大于硅浓度。例如，δ-TRIP钢可具有以下组合物：含量大于等于总组合物的约3重量％且小于等于总组合物的约6重量％的铝；大于等于总组合物的约0.1重量％且小于等于总组合物的约1重量％的锰；含量大于等于约0.3重量％且小于等于约0.5重量％的碳；下列合金成分中的一种或多种：大于等于约0.1重量％且小于等于约0.5重量％的硅；小于等于约1重量％的铬；含量小于等于约0.2重量％的钛；含量小于等于约0.2重量％的磷；含量小于等于约0.05重量％的硫；累计含量小于等于约0.5重量％，优选地小于等于约0.1重量％的一种或多种杂质；以及余量的铁。

通过非限制性示例的方式，本发明的方法涉及某些高强度TRIP钢，例如，Mn-TRIP钢、δ-TRIP钢等。在某些方面，此类精选的高强度TRIP钢合金具有带有残余奥氏体的微结构，其中该残余奥氏体在热冲压和/或压制硬化工艺之后包埋在马氏体的主基体中。例如，如图1所示，精选的高强度Mn-TRIP钢合金20包括带有分布相的残余奥氏体24的马氏体基体22。如示意图所示的相仅仅是代表性的，且其可具有不同的形态/形状、尺寸以及分布。值得注意的是，其他高强度合金(例如，压制硬化钢(PHS)/硼钢)在压制硬化和热冲压处理之后通常具有约为100％的马氏体。然而，高强度Mn-TRIP钢合金20具有大于等于约5体积％且小于等于约30体积％，任选地大于等于约8体积％且小于等于约12体积％，且在某些方面约为10体积％的残余奥氏体24。

通过背景技术的方式，精选的高强度TRIP钢(例如，Mn-TRIP钢和δ-TRIP钢)的热成形处理可按如下方式进行。高强度TRIP钢合金的板或坯件可通过热成形处理形成为三维部件。这种高强度三维部件可并入装置中，例如，车辆。虽然高强度结构特别适合用于汽车或其他车辆(例如，摩托车、船、拖拉机、公共汽车、摩托车、旅游居住车、露营车以及坦克)的部件中，但是这些高强度结构还可用于各种其他工业和应用中。通过非限制性示例的方式，这些其他工业和应用包括航空航天部件、消费品、办公设备和家具、工业设备和机械、农场设备或重型机械。可由当前技术制造的部件和车辆的非限制性示例包括汽车、拖拉机、公共汽车、摩托车、船、旅游居住车、露营车以及坦克。其他具有可由当前技术制造的框架的示例性结构包括建筑物和房屋，例如，房子、办公室、桥梁、棚式建筑物、仓库以及装置。在某些变型中，高强度结构汽车部件可选自由以下组成的组：门槛护梁、结构柱、A柱、B柱、C柱、D柱、保险杆、铰链柱、叉形构件、车身板件、车门、车顶、发动机盖、行李箱盖、发动机护梁及其组合。

图2是示出了可在冲裁操作中(例如，通过切削)由金属坯料或卷材形成的板坯50的剖视图。板坯50包括主基层52，该主基层由诸如先前在上文中讨论的组合物这样的高强度TRIP钢形成。第一涂层54可形成在主基层52的第一侧面56上，而第二涂层58可形成在主基层52的第二相对侧面60上。虽然示出在主基层52的第一和第二侧面56、60上，但是第一涂层54和第二涂层58可任选地从任一侧面或两个侧面省略。在某些方面，第一涂层54和第二涂层58包括锌。例如，此类涂层可为锌或锌合金。因此，其主要包括大于约90％的锌。然而，应理解的是，第一涂层54和第二涂层58的组合物并不限于包括锌，相反，其可进一步包括额外的元素。因此，对板坯50进行热成形处理，以提供三维成形部件。

在热成形期间，可将板坯引入熔炉或其他热源中。施加至板坯的热量将板坯加热并均热至精选高强度TRIP钢的至少奥氏体化温度。在某些方面，高强度TRIP钢的奥氏体化温度(T₁)大于等于约750℃且小于等于约850℃，且其在某些变型中任选地小于等于约782℃。该奥氏体化温度远低于典型的PHS/硼钢的奥氏体化温度，其中PHS/硼钢的奥氏体化温度通常至少为约880℃～950℃。如下文将进一步描述的，在某些方面，板坯可具有包括用于防腐的锌的表层。锌的融化温度为420℃。在782℃下，锌开始通过共析反应与铁发生反应，并形成引起液态金属脆性(LME)的脆性相。在温度适宜(例如，在某些高强度Mn-TRIP钢中高于782℃)且锌为液态金属的情况下，在变形过程中，锌可润湿新暴露的晶粒边界(例如，基板中的相的晶粒边界)，并沿着晶粒边界引起结合破坏/分离。因此，锌攻击晶粒边界，尤其是在奥氏体存在的情况下，这可不期望地形成与LME相关联的裂缝。板坯均热足以使高强度TRIP钢奥氏体化至期望水平的时间。

从熔炉排出之后，板坯可转入冲压压力机。冲压压力机可包括具有冷却系统或机构的模具。例如，模具可具有水冷系统，其是本领域的技术人员所熟知的。模具被设计成从奥氏体化板坯形成部件的期望最终三维形状。模具可包括第一成形模具和第二成形模具，该第一成形模具和第二成形模具被聚集在一起以在其间形成三维部件的期望最终形状。

因此，冷却模具可在成形部件的表面上以受控的方式对成形板坯进行淬火，以引起从奥氏体向马氏体的相变。因此，第一和第二模具可相配合来用作为散热器，以从成形部件吸收热量并通过其他方式对其进行淬火。在某些变型中，高强度TRIP钢具有临界冷却速率，该临界冷却速率是在部件中产生大于约70体积％的硬化马氏体条件的最低冷却速率。在一方面，高强度TRIP钢的临界冷却速率不大于约10开氏度/秒(K/s)。然而，应理解的是，高强度TRIP钢可具有下临界冷却速率，例如，约为1K/s。本发明的精选高强度TRIP钢不仅极大地降低了奥氏体化温度，而且还使连续冷却相变(CCT)图的铁素体和珠光体相变曲线显著地右移，进而给予更多的时间，使得临界冷却速率可变得更低。下临界冷却速率改善了TRIP钢的硬化性，并使得处理条件不太苛刻。例如，下临界冷却速率对模具设计具有如下影响：(i)对复杂的冷却通道的要求较少；(ii)对模具再加工的敏感性较低；以及/或者(iii)对冷却速率的均匀性的要求较少。然而，模具仍可尽可能快地冷却以维持处理工作量。

如上所述，在三维部件的热成形期间，板坯的温度最好保持在约782℃以下，以避免形成锌铁(ZnFe)相/化合物，其中ZnFe相/化合物会耗尽涂层(图2所示的板坯50中的第一涂层54和第二涂层58)中的锌。以此方式，可显著地减少或消除上文所述的LME。如此，热成形部件上的增加的锌浓度会提高防腐性能。

因此，在起始原料的一个侧面或两个侧面上设有锌涂层的变型中，压制硬化部件基本上无液态金属脆性。锌涂层可通过常规方法(例如，热浸镀锌)进行涂覆。本文所提及的术语“基本上无”意指LME微结构和缺陷的不存在达到其存在所造成的不期望物理性能和限制(例如，开裂、延展性丧失和/或强度丧失)被最小化或避免的程度。在某些实施例中，“基本上无”LME缺陷的PHS部件包括小于约5重量％，更优选地小于约4重量％，任选地小于约3重量％，任选地小于约2重量％，任选地小于约1重量％，任选地小于约0.5重量％的LME物质或缺陷，且在某些实施例中，其包括0重量％的LME物质或缺陷。

因此，提供了一种对高强度TRIP钢合金进行压制硬化处理的方法，该方法包括形成具有镀锌高强度TRIP钢合金的坯件。将该坯件加热至低于或等于约782℃的温度，以使镀锌钢合金部分地奥氏体化。接着，在模具中对该坯件进行压制硬化和淬火处理，以形成具有多相微结构(例如，图1中形成的示例性微结构20)的压制硬化部件。虽然马氏体基体24中的残余奥氏体26提供较大的延展性和/或能量吸收性能，但与完全马氏体化的微结构相比，马氏体基体24中的残余奥氏体26还降低了硬度。在某些方面，在热成形/压制硬化处理之后，形成了微结构，该微结构具有大于等于约5体积％且小于等于约30体积％的残余奥氏体以及大于等于约70体积％且小于等于约95体积％的余量的马氏体。在某些变型中，本发明提供了用于在这些热成形工艺之后选择性地提高精选高强度TRIP钢合金的表面硬度的方法。

在某些方面，表面硬度通过表面硬化工艺(例如，喷丸处理)进行提高。对热成形部件的一个或多个表面进行喷丸处理或另一表面硬化处理有助于将靠近零件表面的残余奥氏体转变成马氏体。以此方式，梯度微结构形成为贯穿零件的厚度，其中该微结构从大体积马氏体(例如，马氏体)过渡为微结构在其中具有较少马氏体(例如，大于等于约70体积％且小于等于约95体积％，其中余量为残余奥氏体)的材料块。

如图3所示，热成形压制硬化精选高强度Mn-TRIP钢合金20A具有微结构，该微结构包括带有分布相的残余奥氏体24的马氏体基体22。如示意图所示的相仅仅是代表性的，且其可具有不同的形态/形状、尺寸以及分布。然而，合金20A的第一表面26已通过喷丸处理进行了表面硬化处理，从而形成了包括马氏体的硬化层30。在某些变型中，硬化层30中的马氏体的含量大于等于约98体积％，任选地大于等于约99体积％，任选地大于等于约99.5体积％，任选地大于等于约99.7体积％，且在某些变型中任选地大于等于约99.9体积％。换言之，硬化层30中的残余奥氏体小于等于约2体积％，任选地小于等于约1体积％，任选地小于等于约0.5体积％，任选地小于等于约0.3体积％，任选地小于等于约0.1体积％。

根据所进行的喷丸处理的性质，硬化层30的厚度可大于高强度Mn-TRIP钢合金20A的总厚度的0％且小于等于高强度Mn-TRIP钢合金20A的总厚度的约20％。例如，若合金20A的总厚度为2mm，则硬化层30的厚度可在2％或约0.04mm(40μm)至约20％或约0.4mm(400μm)之间。虽然整个第一表面26被示出为具有硬化层30，但相反的是，硬化层30可被选择性地涂覆至表面的某些区域，例如，通过遮罩/保护屏障对区域进行保护使其不在喷丸处理期间与弹丸相接触或仅将喷丸导向表面的选择区域来实现该硬化层的选择性涂覆。

高强度Mn-TRIP钢合金20A的中心区域32保持不变，该中心区域在马氏体基体22中具有大于等于约5体积％且小于等于约30体积％，任选地大于等于约8体积％且小于等于约12体积％，且在某些方面约为10体积％的残余奥氏体24。可见，在残余奥氏体存在于合金20A的第一表面上的情况下，其至少部分地转变成马氏体(部分转变的奥氏体28如图3所示)。过渡区域可在微结构的硬化层30与中心区域32之间出现，这取决于表面硬化处理的性质和程度。

图4示出了热成形压制硬化精选高强度Mn-TRIP钢合金20B。与高强度Mn-TRIP钢合金20A一样，其具有第一表面26，其中该第一表面已通过喷丸处理进行了表面硬化处理，从而形成了包括马氏体的第一硬化层30。在图3和4所示的热成形压制硬化精选高强度Mn-TRIP钢合金20A和20B具有相同特征的情况下，除非与热成形压制硬化精选高强度Mn-TRIP钢合金20B的新方面有密切关系，否则，为了简洁起见，将不会在本文中对这些特征再次进行讨论。高强度Mn-TRIP钢合金20B还具有第二表面34，该第二表面已通过喷丸处理进行了表面硬化处理，从而形成了第二硬化层36。与图3所示的高强度Mn-TRIP钢合金20A中的微结构一样，第一硬化层30或第二硬化层36中的马氏体的含量大于等于约98体积％，任选地大于等于约99体积％，任选地大于等于约99.5体积％，任选地大于等于约99.7体积％，且在某些变型中任选地大于等于约99.9体积％。换言之，第一硬化层30或第二硬化层32中的残余奥氏体小于等于约2体积％，任选地小于等于约1体积％，任选地小于等于约0.5体积％，任选地小于等于约0.3体积％，任选地小于等于约0.1体积％。

根据所进行的喷丸处理的性质，第一硬化层30的厚度与先前在上文中所描述的一样，其中厚度在大于高强度Mn-TRIP钢合金20B的总厚度的0％至小于等于高强度Mn-TRIP钢合金20B的总厚度的约20％之间变化。同样，第二硬化层36的厚度可大于高强度Mn-TRIP钢合金20B的总厚度的0％且小于等于高强度Mn-TRIP钢合金20B的总厚度的约20％。第一硬化层30和第二硬化层36的厚度可彼此不同。此外，所有硬化层的总累计厚度可为大于高强度Mn-TRIP钢合金20B的总厚度的0％且小于等于高强度Mn-TRIP钢合金20B的总厚度的约40％的厚度。此外，第一硬化层30和第二硬化层36可选择性地涂覆至第一表面26或第二表面34中任一个的某些预定区域，而不是涂覆至整个表面。根据需要，还可对其他表面进行喷丸处理。

对热冲压零件进行喷丸处理，以将具有残余奥氏体的表面转变成马氏体，并因此形成硬化表层，而芯部中的微结构保持不变。以此方式，由于存在较高水平的残余奥氏体，因此表面可具有较大的硬度水平，而芯部区域具有较大的延展性和/或能量吸收性能。因此，形成了贯穿厚度的梯度微结构，其表面上具有较多的马氏体，而芯部具有较少的马氏体。梯度微结构可形成在三维压制硬化零件的选择区域上。

示例性简化喷丸装置80示出在图5中。喷丸装置具有接收压缩气体(例如，空气)的第一流82。第一流82具有足以夹带多个弹丸微粒84的速度，并因此可为射流。第一流82的压力、速度和体积流率可按照要求进行调节，以实现期望程度的喷丸硬化。第二流86接收喷丸或弹丸微粒84。用于喷丸处理的弹丸微粒84通常为圆形或椭圆形微粒。示例性弹丸微粒84可具有大于等于约500μm且小于等于约5000μm的平均粒径。在某些变型中，喷丸介质可选自由以下组成的组：固体二氧化碳微粒(干冰的圆形粒料)、钢丸(钢球)及其组合。其他合适的用于喷丸处理的球介质包括由碳化硅和碳化钨等形成的球介质。在某些变型中，喷丸介质被冷却，从而有助于在喷丸处理期间维持期望的低温。第一流82和第二流86可结合起来，使得弹丸微粒84被夹带入喷丸流96中，并被带向基板90的表面以进行喷丸处理。在某些方面，喷丸第二流96的合适速度范围可在大于等于约10m/s至小于等于约500m/s之间。

根据本发明的某些方面，多个弹丸微粒84被夹带，并从喷嘴92喷向基板90的表面的选择区域96。通过冷加工来施加机械能，喷丸处理引起了亚稳态的残余奥氏体向马氏体的转变，并因此促进相变和表面硬化。在本发明的各个方面，基板的表面在整个喷丸处理期间都维持在小于等于约150℃，任选地小于等于约100℃的温度下。喷丸处理期间的平均统计表面覆盖率可在大于等于约200％至小于等于约1000％之间。

通过提高表面附近的强度，根据本发明的方法进行处理的微结构可具有带有改善的抗弯性能的热成形压制硬化零件，其中额外的马氏体由喷丸处理产生。进一步的，通过在喷丸处理之后在表面上引入压缩残余应力，喷丸处理可消减微裂缝在压制硬化部件的锌涂层中扩展的风险。因此，对压制硬化部件进行喷丸处理可改善热成形钢部件(镀锌或裸露)的功能性能，例如，改善疲劳强度和工作负载(尤其是弯曲负载)下的冲击性。

在某些方面，通过形成强度高于由热成形工艺制成的芯部的表层，获得了贯穿镀锌部件的厚度的梯度微结构。这可通过喷丸操作来实现，其中，喷丸被引导至成形零件的表面，其中该成形零件具有包括马氏体和残余奥氏体的微结构。在喷丸处理期间，靠近表面的残余奥氏体转变成马氏体，并因此提高靠近表面的材料的强度。在喷丸处理之后，热冲压部件的机械性能(例如，疲劳强度和静态/动态承载能力)得到显著提高。

在某些其他方面，与常规的铝-硅涂覆压制硬化钢部件相比，具有根据本教导形成的锌涂层的热成形部件具有改善的防腐性能。如上所述，奥氏体化温度低于不期望化合物在锌与铁之间形成时的温度，进而有助于最小化LME。在热成形处理之后，喷丸处理进一步闭合锌涂层中的微裂缝，进而最小化或消除可引起腐蚀的裂缝扩展的风险。因此，(与常规的铝硅涂层相比，)本技术使得能够以较低的成本形成具有改善的腐蚀性能的镀锌压制硬化部件，该镀锌压制硬化部件由高强度TRIP钢形成。

因此，本发明在某些方面提供了一种镀锌热成形压制硬化部件。该部件包括至少一个硬化表面区域以及中心区域，该至少一个硬化表面区域包括小于等于约2体积％，任选地小于等于约1体积％的奥氏体，该中心区域在马氏体基体中包括大于等于约5体积％的残余奥氏体。部件包括高强度相变诱导塑性(TRIP)钢，该TRIP钢具有包括锌的表面涂层。部件大体上无液态金属脆性(LME)。TRIP钢可选自由以下组成的组：

(iii)Mn-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约4重量％的锰(Mn)，和

大于等于约0.1重量％且小于等于约0.4重量％的碳(C)；以及

(iv)δ-TRIP钢，其包括：

大于等于总钢组合物的约3重量％且小于等于总钢组合物的约6重量％的铝(Al)；

大于等于总钢组合物的约0.1重量％且小于等于总钢组合物的约1重量％的锰；和

大于等于约0.3重量％且小于等于约0.5重量％的碳。先前在上文中所讨论的TRIP钢中的任一种都可形成镀锌热成形压制硬化部件。同样，包括锌的表面涂层可与先前所描述的一样。

图6是示出了以汽车B柱100的形式存在的高强度结构部件的代表性前视图。值得注意的是，图6和7示出了B柱100的代表性简化版本，且其可具有许多结合在一起以形成B柱100的额外零件。B柱100的上部102应具有极限强度，但其下部104应具有余量的强度和延展性。当力或冲击力施加至B柱100时，这些不同性能的组合促进期望位置处的压曲，这可对应于车辆的内部内的座椅水平，从而在力或冲击力被施加之后保护乘员。

图7是示出了诸如图6所示的高强度结构部件B柱100的下部104的详细侧透视图。两个不同的表面硬化区域110形成在B柱100的侧面112上，其中B柱100在该侧面附近附接至护梁114。两个不同的表面硬化区域110提高了这些预先选择的区域中的表面硬度，并根据上文描述的本发明的方法进行形成。表面硬化区域110中的提高的表面硬度提高了可能受到冲击力或力的影响的表面上的强度和硬度；然而，部件的中心区域仍具有残余奥氏体，并因此具有较强的冲击能吸收能力。根据本发明，如果需要的话，高强度结构汽车部件可被制造成具有选择的表面硬化区域。如上文所讨论的，在某些变型中，高强度结构汽车部件可选自由以下组成的组：门槛护梁、结构柱、A柱、B柱、C柱、D柱、保险杆、铰链柱、叉形构件、车身板件、车门、车顶、发动机盖、行李箱盖、发动机护梁及其组合。

出于说明和描述的目的，提供了实施例的前述描述。其并不旨在是穷举性的或限制本发明。虽然未具体示出或描述，但是特定实施例的单个元件或特征通常不限于该特定实施例；相反，在适用的情况下，这些元件或特征可互换，并可用于选择的实施例。上述元件或特征还可以以多种方式进行变化。此类变化不被视为偏离了本发明，且所有此类修改都旨在包括在本发明的范围内。