具体实施方式

下文将详细描述根据本申请的实施方案的制造用于线管的钢材的方法。本文使用的术语是考虑到本申请的功能而适当选择的术语。因此，应当基于本说明书的全部内容进行术语的定义。

钢材

本申请的一个方面涉及一种热冲压部件，其为通过热冲压工艺获得的钢材。在一个实施方案中，根据本申请的一个方面的热冲压部件包含0.28重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)、1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％但不大于0.020重量％的磷(P)、大于0重量％但不大于0.003重量％的硫(S)、0.1重量％至0.5重量％的铬(Cr)、0.0015重量％至0.0040重量％的硼(B)、0.025重量％至0.05重量％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。

现将描述根据本申请的钢材中包含的各组分的功能和含量。

碳(C)

碳(C)为决定钢材的强度和硬度的主要元素，加入碳(C)的目的为在热冲压(或热压)工艺之后确保钢材的拉伸强度。在一个实施方案中，基于钢材的总重量，优选以0.28重量％至0.38重量％的量加入碳(C)。如果以小于0.28重量％的量加入碳(C)，则可能难以实现本申请的机械强度，并且如果以大于0.38重量％的量加入碳(C)，则钢材的韧性可能降低，并且可能难以控制钢材的脆度。

硅(Si)

加入硅(Si)的目的为确保热处理过程中的较软的低温相。基于本申请的钢材的总重量，优选以0.1重量％至0.4重量％的量加入硅(Si)。如果以小于0.1重量％的量加入硅(Si)，则可能难以确保热处理过程中的较软的低温相，并且如果以大于0.4重量％的量加入硅(Si)，则可能产生钢材的涂层性质变差的问题。

锰(Mn)

加入锰(Mn)的目的为在热处理的过程中提高淬透性和强度。基于根据本申请的钢材的总重量，优选以1.2重量％至2.0重量％的量加入锰(Mn)。如果以小于1.2重量％的量加入锰(Mn)，则其晶粒细化效果可能不足。另一方面，如果以大于2.0重量％的量加入锰(Mn)，则可能产生以下问题：由于发生中心锰的偏析，钢材的韧性变差，并在成本方面存在劣势。

磷(P)

磷(P)是一种倾向于偏析并损害钢的韧性的元素。基于本申请的钢材的总重量，优选以大于0重量％但不大于0.020重量％的量加入磷(P)。当以上述范围内的量加入磷时，可以防止钢材的韧性变差。如果以大于0.020重量％的量加入磷，则马氏体晶界可能被破坏，在工艺过程中可能出现裂纹，并且可能形成磷化铁化合物，从而导致钢材的韧性变差。

硫(S)

硫(S)是一种损害加工性和物理性质的元素。基于根据本申请的钢材的总重量，优选以大于0重量％但不大于0.003重量％的量加入硫(S)。如果以大于0.003重量％的量加入硫，则马氏体晶界可能被破坏，热加工性可能降低，并且由于宏观夹杂物的形成，可能会出现表面缺陷，例如裂纹。

铬(Cr)

加入铬(Cr)的目的为提高钢材的淬透性和强度。基于根据本申请的钢材的总重量，优选以0.1重量％至0.5重量％的量加入铬(Cr)。如果以小于0.1重量％的量加入铬(Cr)，则提高淬透性和强度的效果可能不足。另一方面，如果以大于0.5重量％的量加入铬(Cr)，则可能产生钢材的韧性变差的问题。

硼(B)

加入硼(B)的目的为确保较软的马氏体的淬透性并细化晶粒。基于根据本申请的钢材的总重量，优选以0.0015重量％至0.0040重量％的量加入硼(B)。如果以小于0.0015重量％的量加入硼(B)，则提高淬透性的效果可能不足。另一方面，如果以大于0.0040重量％的量加入硼(B)，则可能产生存在脆化风险和伸长率降低的风险增加的问题。

钛(Ti)

加入钛(Ti)的目的为通过热冲压热处理之后的沉淀形成提高淬透性并改善材料性质，并且加入钛(Ti)的目的为通过减小马氏体束尺寸来提高强度和韧性。基于根据本申请的钢材的总重量，优选以0.025重量％至0.05重量％的量加入钛(Ti)。如果以小于0.025重量％的量加入钛(Ti)，则沉淀形成可能不充分，并且细化晶粒的效果可能不足。另一方面，如果以大于0.05重量％的量加入钛(Ti)，则伸长率降低的风险可能增加，并且钢材的韧性可能变差。

热冲压部件包括作为基层的具有上述成分的钢材，并且基层的微观结构由全马氏体组成。热冲压部件中的钢材可以具有1700MPa或更高的拉伸强度(TS)、1200MPa或更高的屈服强度(YS)以及6％或更高的伸长率(EI)。热冲压部件还可以包括基层上的Al-Si基涂层，其中涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数可以小于40％。

下文将详细描述使用本申请的上述钢材制造热冲压部件的方法。

制造热冲压部件的方法

本申请的另一个方面涉及一种使用具有上述成分的钢材制造热冲压部件的方法。

图1为示出根据本申请的实施方案的制造热冲压部件的方法的工艺流程图，图2为示出图1所示的根据本申请的实施方案的制造热冲压部件的方法中制备用于热冲压的坯料的步骤的工艺流程图。

参考图1，根据本申请的实施方案的制造热冲压部件的方法包括以下步骤：(a)以具有上述成分的钢材的形式制备用于热冲压的坯料(S110)；(b)加热坯料(S120)；(c)通过在压模中热冲压经加热的坯料来形成成型体(S130)；以及(d)通过冷却成型体形成热冲压部件(S140)。

制备用于热冲压的坯料的步骤(S110)

制备用于热冲压的坯料的步骤(S110)为通过将用于形成热冲压部件的片材切割至取决于预期用途的期望形状来形成坯料的步骤。

如图2所示，形成坯料的方法可以包括热轧步骤(S210)、冷却/卷绕步骤(S220)、冷轧步骤(S230)和退火步骤(S240)。

在根据本申请的制造热冲压部件的方法中，待经受形成坯料的工艺的半成品板坯片材包含0.28重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)、1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％但不大于0.020重量％的磷(P)、大于0重量％但不大于0.003重量％的硫(S)、0.1重量％至0.5重量％的铬(Cr)、0.0015重量％至0.0040重量％的硼(B)、0.025重量％至0.05重量％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。

对于热轧，进行再加热板坯片材的步骤。在板坯再加热步骤中，在预定第一温度范围内的板坯再加热温度(SRT)下再加热通过连续铸造工艺获得的板坯片材，从而重新溶解在铸造工艺中偏析的组分。如果板坯再加热温度(SRT)低于预定第一温度范围的下限，则可能产生以下问题：在铸造工艺中偏析的组分未能充分重新溶解，从而难以实现均质化合金元素的显著效果和溶解钛(Ti)的显著效果。更高的板坯再加热温度(SRT)对均质化更有利。然而，如果板坯再加热温度(SRT)高于预定第一温度范围的上限，则奥氏体晶粒尺寸可能增大，从而难以确保强度，烘烤淬透性和耐老化性也可能降低，并且由于过量的加热过程，钢板的生产成本可能增加。

在热轧步骤(S210)中，在预定第二温度范围内的精轧出口温度(FDT)下对再加热的板坯片材进行热精轧。在这种情况下，如果精轧出口温度(FDT)低于预定第二温度范围的下限，则可能产生以下问题：由于两相区轧制造成的混合晶粒结构的出现，难以确保钢板的加工性，由于微观结构的不均匀性，加工性降低，并且在热轧的过程中，由于快速相变，片材的通过性质降低。与SRT相同，更高的精轧出口温度(FDT)对均质化更有利，并且精轧出口温度(FDT)由SRT和道次数决定。然而，如果精轧出口温度(FDT)高于预定第二温度范围的上限，则奥氏体晶粒可能粗化，并导致烘烤淬透性和耐老化性降低。

在冷却/卷绕步骤(S220)中，将经热轧的片材冷却至预定第三温度范围内的卷绕温度(CT)，并在该卷绕温度(CT)下卷绕。卷绕温度影响碳(C)的重新分布。如果卷绕温度低于预定第三温度范围的下限，则可能产生以下问题：由于过冷，低温相份数增加，从而导致冷轧过程中强度增加和轧制负荷显著增加，并且延展性快速变差。另一方面，如果卷绕温度高于预定第三温度范围的上限，则可能产生由于两相晶粒生长或过度晶粒生长而导致的成型性和强度变差的问题。

在冷轧步骤(S230)中，对经卷绕的片材进行解绕、酸洗然后冷轧。在这种情况下，进行酸洗的目的为对经卷绕的片材(即通过热轧工艺制得的经热轧的卷材)除去氧化皮。

退火步骤(S240)为对经冷轧的片材进行退火的步骤。在一个实施方案中，退火包括加热冷轧片材和以预定冷却速率冷却经加热的冷轧片材的步骤。

同时，在后文描述的图1的热冲压步骤(S130)中，通过在高温下加热来软化待成型的坯料，压制然后冷却。因此，由于钢材通过在高温下加热而软化，因此其易于压制，并且通过在成型之后通过冷却淬火，钢材的机械强度得到提高。然而，由于在800℃或更高的高温下加热钢材，因此钢材表面上的铁(Fe)的氧化会产生氧化物(氧化皮)。因此，在本申请的一个实施方案中，可以在退火之后在经冷轧的钢板上形成预定涂层。具体地，可以形成铝(Al)基金属涂层，例如铝(Al)-硅(Si)基涂层，其具有比有机涂层或锌(Zn)基涂层更高的熔点。铝(Al)-硅(Si)涂覆的经冷轧的钢板可以防止被腐蚀，并且可以防止在移动至压机的过程中在热钢板的表面上形成氧化皮。具体地，使用在两个表面均具有100g/m²至180g/m²的Al-Si涂层的锰硼钢板。如上所述，基层的成分由以下组成：0.28重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)、1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％但不大于0.020重量％的磷(P)、大于0重量％但不大于0.003重量％的硫(S)、0.1重量％至0.5重量％的铬(Cr)、0.0015重量％至0.0040重量％的硼(B)、0.025重量％至0.05重量％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)。

加热坯料的步骤(S120)

图3为显示根据本申请的实施方案的制造热冲压部件的方法中加热坯料的时间和温度的图。

参考图3，如果坯料的厚度为1.2mm，则在预热炉中在一定时间内将坯料加热至由图表I-II-III-IV限定的温度，所述图表I-II-III-IV的作为顶点的加热时间-温度坐标为I(175秒，880℃)、II(210秒，820℃)、III(745秒，820℃)和IV(455秒，880℃)。即，加热坯料的时间和温度包括对应于图表I-II-III-IV的内部区域和边界线的时间和温度。同时，如果坯料的厚度从1.2mm减小0.1mm，则加热坯料的时间从图表I-II-III-IV限定的时间减少12秒。因此，具有加热时间-温度坐标作为顶点的图表可以沿第一箭头310的方向移动。此外，如果坯料的厚度从1.2mm增加0.1mm，则加热坯料的时间从图I-II-III-IV限定的时间增加12秒。因此，具有加热时间-温度坐标作为顶点的图表可以沿第二箭头330的方向移动。

图4为显示根据本申请的实施方案的制造热冲压部件的方法中加热坯料、通过在压模中热冲压经加热的坯料来形成成型体和冷却成型体的步骤的温度随时间变化的图。‘①加热’对应于在热冲压之前加热坯料的步骤，‘②冷却’对应于通过热冲压和冷却成型体来使经加热的坯料成型的步骤。

参考图4，用于加热坯料的加热条件可以设定为每单位厚度的坯料为6.0×10⁵[℃·秒/mm]或更小。即，虽然对坯料的加热方法和加热速率没有限制，但是图4的加热曲线下的每单位坯料厚度的面积的比值被限制为6.0×10⁵[℃·秒/mm]或更小。如果在高于该值的加热速率下将坯料加热到超过必要的程度，则当坯料应用于车身部件时，不能获得期望的焊接性和耐氢脆性。

热冲压步骤(S130)和冷却步骤(S140)

将在上述条件下加热的坯料转移到压模中。在用于热冲压的压模中将坯料成型为最终部件形状之后，冷却获得的成型体以形成最终产品。压模可以包括制冷剂循环通过的冷却通道。经加热的坯料可以经由通过冷却通道提供的制冷剂的循环而快速冷却。在这种情况下，为了保持期望的形状同时防止钢材的回弹现象，可以在压模闭合的状态下在按压压模的同时进行快速冷却。在成型和冷却经加热的材料的方法中，可以以至少10℃/秒的平均冷却速率将经加热的材料冷却至马氏体终止温度。如果冷却速率小于上述冷却速率，则可能产生铁素体或贝氏体，因此，无法满足机械性质(例如，1700MPa或更高的拉伸强度)。

上述成分和工艺条件的应用能够获得具有优异的焊接性和耐延迟断裂性的热冲压部件(构件)。热冲压部件的基层的微观结构具有全马氏体结构，并且满足1700MPa或更高的拉伸强度和6％或更高的伸长率。

在目前的汽车行业中，环境和燃料经济性法规和安全标准变得越来越严格。因此，超高强度钢和热冲压钢的应用率稳步提高。特别地，在热冲压钢(包括常规1.5G热冲压钢)的情况下，已经进行了研究和开发以提高韧性和强度。热冲压工艺通常包括加热、成型、冷却和修整，并且在工艺过程中使用材料的相转变和微观结构变化。

本申请旨在通过应用适用于经改变的材料成分的热冲压工艺来确保期望的性能，从而提高常规热冲压钢的强度。然而，当将常规1.5G热冲压工艺条件应用于如上所述的根据本申请的实施方案的热冲压部件钢级(1.8G热冲压钢级)时，会由于过度加热而产生各种问题。即以下问题：奥氏体晶粒尺寸(AGS)发生粗化并不均匀，从而导致机械性质变差，外观颜色改变且焊接性能降低，并且由于加入的氢的量增加而导致氢脆敏感性增加。

在这方面，常规1.5G热冲压工艺条件包括以下步骤：①在20℃和700℃之间以4℃/秒至12℃/秒的平均加热速率加热坯料；②如果钢板的厚度为0.7mm至1.5mm，则在预热炉中在一定时间内将坯料加热至由图表A-B-C-D限定的温度，所述图表A-B-C-D的作为顶点的加热时间-温度坐标为A(3分钟，930℃)、B(6分钟，930℃)、C(13分钟，880℃)和D(4.5分钟，880℃)，并且如果钢板的厚度为1.5mm至3.0mm，则在预热炉中在一定时间内将坯料加热至由图表E-F-G-H限定的温度，所述图表E-F-G-H的作为顶点的加热时间-温度坐标为E(4分钟，940℃)、F(8分钟，940℃)、G(13分钟，900℃)和H(6.5分钟，900℃)；以及③以至少30℃/秒的平均冷却速率将坯料冷却至400℃。

相反地，当应用根据本申请的实施方案的热冲压部件成分和工艺条件时，可以实现具有优异的焊接性和耐延迟断裂性并具有高拉伸强度的热冲压部件及其制造方法。

例如，根据本申请的一个实施方案，通过热冲压工艺获得的最终部件具有25μm或更小的平均原始奥氏体晶粒尺寸(PAGS)，以确保耐延迟断裂性，并表现出包括1700MPa或更高的拉伸强度(TS)、1200MPa或更高的屈服强度(YS)和6％或更高的伸长率(EI)的机械性质。因此，最终部件可以克服由于奥氏体晶粒尺寸(AGS)的粗化和不均匀性而导致的机械性质变差的问题。

此外，根据本申请的一个实施方案，通过热冲压工艺获得的最终部件视觉观察的颜色不是微红色。这表明防止了基层中的铁(Fe)由于不必要的加热而过量地扩散至涂层中。此外，可以通过将涂层中的Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数控制为小于40％来确保最终部件的焊接性。因此，最终部件可以克服其外观颜色改变和焊接性能变差的问题。

此外，根据本申请的一个实施方案，当通过4点弯曲试验评估通过热冲压工艺获得的最终部件的耐延迟断裂性时，确认在100小时内没有发生断裂。因此，最终部件可以克服由于加入的氢的量的增加而导致的氢脆敏感性增加的问题。

实验实施例

下文将参考实验实施例更详细地描述本申请的构造和效果。然而，这些实验实施例呈现为本申请的优选实施例，并不能解释为在任何意义上限制本申请的范围。此外，由于本领域技术人员可以充分地且从技术上推断出本文未描述的内容，因此将省略其描述。

[表1]

[表2]

上表1显示了根据本申请的实验实施例的组分体系成分。参考上表1，组分体系1满足包含以下物质的成分：0.28重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)、1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％但不大于0.020重量％的磷(P)、大于0重量％但不大于0.003重量％的硫(S)、0.1重量％至0.5重量％的铬(Cr)、0.0015重量％至0.0040重量％的硼(B)、0.025重量％至0.05重量％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)。另一方面，不同于组分体系1，组分体系2不满足包含0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)和1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)的成分，而是进一步包含镍(Ni)、铌(Nb)和钼(Mo)。

上表2显示了根据本申请的实验实施例的热冲压部件的钢材成分和热冲压加热条件。

参考上表2和图3，实施例1至7中的每一个均具有满足包含以下物质的成分的组分体系1的成分：0.28重量％至0.38重量％的碳(C)、0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)、1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％但不大于0.020重量％的磷(P)、大于0重量％但不大于0.003重量％的硫(S)、0.1重量％至0.5重量％的铬(Cr)、0.0015重量％至0.0040重量％的硼(B)、0.025重量％至0.05重量％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)。此外，作为热冲压加热条件，实施例1至5中的每一个均对应于坯料厚度为1.2mm的情况。在实施例1至5中，在预热炉中在一定时间内将坯料加热至由图表I-II-III-IV限定的温度，所述图表I-II-III-IV的作为顶点的加热时间-温度坐标为I(175秒，880℃)、II(210秒，820℃)、III(745秒，820℃)和IV(455秒，880℃)。

作为热冲压加热条件，实施例6对应于坯料厚度为1.0mm的情况。在实施例6中，如果坯料的厚度从1.2mm减小0.1mm，则加热坯料的时间从图表I-II-III-IV限定的时间减少12秒。即热冲压加热条件由图表决定，所述图表的作为顶点的加热时间-温度坐标为I(151秒，880℃)、II(186秒，820℃)、III(721秒，820℃)和IV(431秒，880℃)。实施例7对应于坯料厚度为1.8mm的情况。在实施例7中，如果坯料的厚度从1.2mm增加0.1mm，则加热坯料的时间从图表I-II-III-IV限定的时间增加12秒。即热冲压加热条件由图表决定，所述图表的作为顶点的加热时间-温度坐标为I(247秒，880℃)、II(282秒，820℃)、III(817秒，820℃)和IV(527秒，880℃)。

不同于这些实施例，在对比实施例1至4的每一个中，如果作为热冲压加热条件的坯料厚度为1.2mm，则不在预热炉中在一定时间内将坯料加热至由图表I-II-III-IV限定的温度，所述图表I-II-III-IV的作为顶点的加热时间-温度坐标为I(175秒，880℃)、II(210秒，820℃)、III(745秒，820℃)和IV(455秒，880℃)。

不同于组分体系1，对比实施例5至7中每一个的成分不满足包含0.1重量％至0.4重量％的硅(Si)和1.2重量％至2.0重量％的锰(Mn)的成分，而是进一步包含镍(Ni)、铌(Nb)和钼(Mo)。如果作为热冲压加热条件的坯料厚度为1.2mm，则对比实施例5至7中的每一个均不满足以下条件：在预热炉中在一定时间内将坯料加热至由图表I-II-III-IV限定的温度，所述图表I-II-III-IV的作为顶点的加热时间-温度坐标为I(175秒，880℃)、II(210秒，820℃)、III(745秒，820℃)和IV(455秒，880℃)。

[表3]

下表3显示了根据本申请的实验实施例的热冲压部件的机械性质、微观结构和应用性能。

参考图3，可以确认，实施例1至7中的每一个均满足包括如下的所有机械性质：1700MPa或更高的拉伸强度(TS)、1200MPa或更高的屈服强度(YS)以及6％或更高的伸长率(EI)，其微观结构为全马氏体，通过热冲压工艺获得的最终部件各自具有25μm或更小的平均原始奥氏体晶粒尺寸(PAGS)以确保耐延迟断裂性，在延迟断裂试验中未发生断裂，并且涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数小于40％。

另一方面，可以确认，对比实施例1至5中的每一个均不满足包括如下的机械性质：1700MPa或更高的拉伸强度(TS)和1200MPa或更高的屈服强度(YS)，并且其微观结构不是全马氏体，而是由铁素体和马氏体组成。可以确认，对比实施例2不满足包括如下的机械性质：1700MPa或更高的拉伸强度(TS)、1200MPa或更高的屈服强度(YS)以及6％或更高的伸长率(EI)，并且其微观结构不是全马氏体，而是由铁素体和马氏体组成。可以确认，在对比实施例3中，通过热冲压工艺获得的最终部件具有大于25μm的平均原始奥氏体晶粒尺寸(PAGS)，在延迟断裂试验中发生断裂，并且涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数大于40％。可以确认，在对比实施例4中，在延迟断裂试验中发生断裂，并且涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数大于40％。可以确认，在对比实施例6和7中，涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数大于40％。

图5显示了试样的横截面照片，用于比较本申请的实验实施例中涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数。图5(a)为对应于表3的实施例3的试样的横截面照片，图5(b)为对应于表3的对比实施例3的试样的横截面照片。

如图5(a)所示，通过热冲压工艺获得的最终部件的涂层的横截面应具有对应于小于涂层总份数的40％的Fe-Al-Si基金属间化合物层份数，以确保期望的焊接性。可以确认，当满足表1中的成分体系1和表2中的工艺条件时，可以满足上述份数范围。另一方面，参考图5(b)，当Fe-Al-Si基金属间化合物层变厚并超过40％的份数时，其焊接阻力增加，使得发生飞溅或铁刺的可能性增加，从而导致焊接性变差。

图6绘示了显示目视观察根据本申请的实验实施例的通过热冲压工艺获得的最终部件的照片。图6(a)为对应于表3的实施例2的试样的横截面照片，图6(b)为对应于表3的对比实施例6的试样的横截面照片。

如图6(a)所示，通过热冲压工艺获得的最终部件的视觉观察颜色不应是微红色。可以确认，当满足表1中的成分体系1和表2中的工艺条件时，视觉观察的颜色不是微红色。即在图6(a)中，外观颜色为淡蓝色。另一方面，在图6(b)中，可以确认，视觉观察的颜色为微红色。尽管外观颜色不与涂层中的Fe-Al-Si基金属间化合物层直接相关，但是可以理解，如图6(b)所示，由于不必要的加热，基层中的Fe已充分扩散到涂层中。在这种情况下，如果涂层中Fe-Al-Si基金属间化合物层的份数增加至40％或更高，则焊接性变差。

图7显示了根据本申请的实验实施例的通过热冲压工艺获得的最终部件的微观结构的照片。图7(a)为对应于表3的实施例2的试样(平均PAGS＝12.2μm)的微观结构的照片，图7(b)为对应于表3的对比实施例3的试样(平均PAGS＝26.2μm)的微观结构的照片。

如图7(a)所示，通过热冲压工艺获得的最终部件应具有25μm或更小的平均PAGS，以确保耐延迟断裂性。可以确认，当满足表1中的成分体系1和表2中的工艺条件时，可以满足上述PAGS范围。另一方面，参考图7(b)，可以确认，由于在加热过程中奥氏体相转变完成之后进行额外加热，会发生奥氏体晶粒生长，从而使奥氏体晶粒逐渐粗化并变得不均匀。由于奥氏体晶粒尺寸粗大且不均匀，因此在由冷却操作引起的马氏体转变完成后，部件的耐延迟断裂性降低。在本发明的实施方案中，本申请的主要目的之一是通过优选的热冲压操作获得相应的性能，而不太依赖用于晶粒细化的元素，例如Nb、Mo和V。

尽管在上文已参考本申请的实施方案描述了本申请，但是本领域技术人员可以进行各种改变或修改。只要这些改变和修改不偏离本申请的范围，就可以认为其在本申请的范围内。因此，本申请的范围应通过下文描述的权利要求确定。