CN101270449A

CN101270449A - 一种高强度热成型马氏体钢

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Publication number: CN101270449A
Application number: CNA2008101120217A
Authority: CN
Inventors: 董瀚; 时捷; 王毛球; 惠卫军
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2008-05-21
Filing date: 2008-05-21
Publication date: 2008-09-24

Abstract

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种高强度热成型马氏体钢，主要适用于抗拉强度在1.7－2.0GPa的热冲压成型的薄厚度零件用钢。该钢的主要化学成分组成(重量％)为：C 0.26－0.45％，Si 0.50－2.30％，Mn 0.50－2.00％，Cr 0.50－1.50％，P≤0.018％，S≤0.010％，Al 0.015－0.060％， [O]≤0.003％，[N]0.002－0.015％，余为Fe及不可避免的不纯物。另外，还添加B0.0005－0.0050％，Ti 0.02－0.10％，Nb 0.02－0.10％，V 0.02－0.15％，RE0.001－0.050％中的任一种或任一种以上。与现有热成型马氏体钢22MnB5钢相比，本发明钢不但抗拉强度从1.0－1.5GPa提高到了1.7－2.0GPa，而且具有良好的塑性(延伸率＞12％)，并且氢致延迟断裂敏感性明显降低，从而为汽车轻量化、高安全性能化提供了基础。

Description

一种高强度热成型马氏体钢

技术领域

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种高强度热成型马氏体钢，主要适用于抗拉强度在1.7-2.0GPa的热冲压成型的薄厚度零件用钢。

背景技术

随着汽车轻量化和安全性的提高，要求汽车结构件用钢在重量减轻的前提下对强度要求越来越高。传统的铁素体钢、珠光体钢以及贝氏体钢的强度水平都低于1.2GPa，因此只有选择超高强度的马氏体钢才能满足要求。通常情况下，马氏体钢是通过加工成型后再进行淬火回火热处理而获得，对于薄厚度零件淬火变形非常严重；而如果采用先热处理再冷冲压成型的话，则存在变形难度大、变形后零件回弹大等问题。最近，国外开发了一种将热冲压成型和热处理结合起来的新工艺，即热成型工艺(Hot Stamping)(TaylanAltan.Stamping Journal，2007，(1)：14-15)，采用该工艺能够生产汽车用超高强度马氏体钢薄厚度零件。

热成型工艺对钢材的成分和冶金质量有特定的要求，能够满足热成型工艺要求的钢种称为热成型马氏体钢。目前，国外常用的热成型马氏体钢是22MnB5钢，而国内没有热成型马氏体钢。经热成型工艺处理后，22MnB5钢热成型零件的抗拉强度在1.0-1.5GPa。尽管22MnB5热成型马氏体钢较其它组织的钢在抗拉强度上有较大幅度的提高，但其远没有发挥马氏体钢的强度潜力，并且不能完全满足汽车结构件日益提高的强度要求。

目前，国内外未见有更高强度级别的热成型马氏体钢的报道。提高热成型马氏体钢使用强度的难点在于提高强度的同时如何保证良好的塑性和屈强比以及如何克服氢致延迟断裂问题。通常情况下，随马氏体钢强度的提高，塑性会有所下降。为保证热成型马氏体钢吸收能量(同时与强度和塑性有关)的提高，在提高强度的基础上，必须保证有良好的塑性及相对较低的屈强比。

通常情况下，随着强度的提高，马氏体钢的氢致延迟断裂敏感性提高(Maoqiu Wang et al.Corrosion Science，2007，49(11)：4081-4087)。对热成型马氏体钢而言，一般经热成型工艺后不进行回火处理，氢致延迟断裂问题可能会因为钢中高的位错密度而更加突出。因此，为克服氢致延迟断裂问题，开发更高强度的热成型马氏体钢需在成分和工艺上同时采取措施。

发明内容

本发明的目的在于提供一种抗拉强度为1.7-2.0GPa、延伸率高于12％的高强度热成型马氏体钢，并且其氢致延迟断裂敏感性明显低于现有的22MnB5钢。

根据上述目的，本发明所采取的整体技术方案是：(1)通过控制C元素含量来保证足够的强度；(2)通过控制C、Mn、Cr、B等元素含量来控制淬透性，确保热成型后获得以马氏体为主的组织；(3)通过控制Si含量结合淬火马氏体相变结束前缓冷工艺，使组织中存在一定量残余奥氏体，从而控制屈强比和延伸率，并降低氢致延迟断裂敏感性；(4)通过控制洁净度，特别是将S含量控制在0.010％以下、P含量控制在0.018％以下，确保延伸率高于15％，并且改善氢致延迟断裂敏感性；(5)通过控制Al和[N]的含量，确保奥氏体晶粒不粗化，从而进一步降低氢致延迟断裂敏感性。

根据上述目的和整体技术方案，本发明具体的技术方案为：

本发明钢的主要化学成分组成(重量％)为：C 0.26-0.45％，Si0.50-2.30％，Mn 0.50-2.00％，Cr 0.50-1.50％，P≤0.018％，S≤0.010％，Al0.015-0.060％，[O]≤0.003％，[N]0.002-0.015％，余为Fe及不可避免的不纯物。另外，还添加B 0.0005-0.0050％，Ti 0.02-0.10％，Nb 0.02-0.10％，V 0.02-0.15％，RE 0.001-0.050％中任一种或任一种以上。

上述各元素的作用及配比依据如下：

C：固溶强化元素，对淬火马氏体钢的强度起决定作用。为使热成型马氏体钢的抗拉强度范围在1.7-2.0MPa，C含量必须控制在0.26-0.45％。

Si：抑制碳化物析出，确保组织中存在一定量高碳残余奥氏体，提高钢的延伸率、降低屈强比，并改善氢致延迟断裂敏感性。Si含量在0.50％以下时，不能起到以上作用；Si含量高于2.30％时，以上作用饱和，并可能影响韧性。因此，Si含量应控制在0.50-2.30％。

Mn：作为脱氧和脱硫的有效元素，冶炼时加入。同时也是固溶强化元素，对钢的淬透性有很大贡献。但使马氏体钢的韧塑性降低，可能使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，为保证脱氧效果和改善韧塑性，Mn含量应控制在0.50-2.00％。

Cr：能够有效提高钢的淬透性和防止高温表面氧化。Cr含量低于0.50％，以上作用不明显，但Cr含量超过1.50％时，会恶化钢的加工性能。因此，Cr含量应控制在0.50-1.50％。

P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，P含量应控制在0.018％以下。

S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，S含量应控制在0.010％以下。

Al：能有效脱氧和细化晶粒，提高韧性，降低氢致延迟断裂敏感性。含量低于0.015％时以上作用不明显，高于0.060％时作用增加不明显，且可能形成粗大的氧化铝夹杂物，恶化钢的韧性。因此，Al含量应控制在0.015-0.060％。

[N]：与Al、Ti、Nb、V等结合形成化合物，从而细化晶粒和降低氢致延迟断裂敏感性，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。含量低于0.002％时晶粒细化作用不明显，高于0.015％时不利作用明显。因此，[N]含量应控制在0.002-0.015％。

[O]：有害气体，严重降低韧塑性，并影响氢致延迟断裂敏感性。通过多种手段应将[O]含量控制在0.0030％以下。

B：能够显著提高钢的淬透性和净化晶界，降低氢致延迟断裂敏感性。含量低于0.0005％时以上作用不明显，高于0.0050％时作用增加不明显。因此，如添加，B含量应控制在0.0005-0.0050％。

Ti：以细小的碳(氮)化物形成存在时，能够细化晶粒，从而降低钢的氢致延迟断裂敏感性。适量加入可以改善性能，高于0.10％时易形成块状氮化物，反而使韧塑性下降。因此，如添加，Ti含量应控制在0.02-0.10％。

Nb：形成碳氮化物能够细化晶粒，从而有效降低钢的氢致延迟断裂敏感性。低于0.02％时以上作用不明显，高于0.10％时作用增加不明显，达到饱和。因此，如添加，Nb含量应控制在0.02-0.10％。

V：以细小的碳(氮)化物形成存在时，能够细化晶粒，从而降低钢的氢致延迟断裂敏感性；以固溶形式存在时，能够提高淬透性，从而提高强度。适量加入可以改善性能，高于0.15％时易形成大颗粒碳(氮)化物，反而使韧塑性下降。因此，如添加，V含量应控制在0.02-0.15％。

RE：脱氧和脱硫，并且使夹杂物变形，从而能够提高钢的韧塑性，降低钢的氢致延迟断裂敏感性。低于0.001％时以上作用不明显，高于0.050％时作用增加不明显，达到饱和。因此，如添加，RE含量应控制在0.001-0.050％。

本发明热成型马氏体钢可采用转炉(电炉)+精炼+连铸(模铸)+热连轧+卷取工艺或真空感应炉+模铸+锻造+热轧工艺生产，经900-950℃奥氏体化及热成型工艺处理后，可用于制造汽车用超高强度薄厚度零件。

与现有热成型马氏体钢22MnB5钢相比，本发明钢不但抗拉强度从1.0-1.5GPa提高到了1.7-2.0GPa，而且具有良好的塑性(延伸率＞12％)，并且氢致延迟断裂敏感性明显降低，从而为汽车轻量化、高安全性能化提供了基础。

具体实施方式

实施例

材料准备：根据上述所设计的化学成分范围，在500kg感应炉上冶炼了5炉(炉号1-5)本发明钢和2炉对比钢(炉号8-9)，此外还有2炉(炉号6-7)经电炉(EAF)+精炼(LF+VD)冶炼+模铸+热连轧工艺生产的本发明钢和2炉对比钢(炉号10-11)，其具体化学成分如表1所示。试验料最终加工成厚度规格为1.8mm薄板(用于热成型)和直径φ12mm的棒料(用于测定力学性能和氢致延迟断裂敏感性)。

拉伸力学性能：将直径φ12mm的棒料经粗加工后在900-950℃×30分钟条件下进行奥氏体化，发明钢经淬火到Ms-200℃后缓冷，对比钢淬火到室温，然后再加工成标准室温拉伸试样(L₀＝5d₀，d₀＝5mm)，并按国标进行相应试验，其拉伸力学性能如表2所示。可见，发明钢的抗拉强度在1.7-2.0GPa范围，高于对比钢的1.0-1.5GPa范围，并且发明钢的塑性较好(延伸率＞12％)。

氢致延迟断裂敏感性：将直径φ12mm的棒料经粗加工后在900-950℃×30分钟条件下进行奥氏体化，开发钢经淬火到Ms-200℃后缓冷，对比钢淬火到室温，然后再加工成带缺口的室温拉伸试样(L₀＝5d₀，d₀＝10mm，缺口处直径6mm，缺口根部曲率半径0.15mm，理论应力集中系数Kt＝4)。通过电化学方法对试样进行充氢(0.1N NaOH溶液，48小时，电流密度1mA/cm²)，然后进行慢速率拉伸试验(拉伸速度0.005mm/min)。以充氢试样的缺口拉伸强度的下降百分率来表征其氢致延迟断裂敏感性，结果如表2所示。可见，与对比钢相比，发明钢的氢致延迟断裂敏感性明显降低。

热成型工艺：将厚度规格为1.8mm薄板加热到900-950℃×5分钟条件下进行奥氏体化，然后置于可控温的模具下进行热成型工艺处理(U型零件)。发明钢经淬火到Ms-200℃后缓冷，对比钢淬火到室温。对热成型工艺处理完毕的零件进行取样，观察组织对比钢为全马氏体，发明钢以马氏体为主，并含有一定的残余奥氏体，其残余奥氏体含量和硬度结果如表2所示。通过硬度换算得到的零件的抗拉强度与拉伸试样结果一致。可见，发明钢经热成型工艺后，能够获得超高强度，并且的氢致延迟断裂敏感性明显降低。

Claims

1、一种高强度热成型马氏体钢，其特征在于该钢的主要化学成分组成(重量％)为：C 0.26-0.45％，Si 0.50-2.30％，Mn 0.50-2.00％，Cr 0.50-1.50％，P≤0.018％，S≤0.010％，Al 0.015-0.060％，[O]≤0.003％，[N]0.002-0.015％，余为Fe及不可避免的不纯物。

2、根据权利要求1所述的高强度热成型马氏体钢，其特征在还添加B0.0005-0.0050％，Ti 0.02-0.10％，Nb 0.02-0.10％，V 0.02-0.15％，RE0.001-0.050％中的任一种或任一种以上。