CN103614640B - 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢 - Google Patents

Abstract

一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢,其化学成分按重量百分比为C0.18～0.28%，Si0.05～0.50%，Mn0.20～0.90%，P≤0.010%，S≤0.005%，Cr0.20～1.50%，Mo0.01～0.30%，B0.0006～0.0030%，Nb+V+Ti 0.02～0.25%，Al0.010～0.100%，余量为Fe及不可避免的其它杂质元素；其制备方法在炼钢、铸坯、热轧、酸洗和冷轧工序结束后经过热冲压成形工序，才能制备而成；金相组织为全马氏体。本发明热冲压成形用钢具有细晶粒、抗氧化、低的临界冷速等特点，可以在无保护气氛条件下正常使用，其性能满足热冲压成形板抗氧化性能和热冲压成形构件强度要求。

Description

一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢

技术领域

本发明属于钢铁材料领域，更具体地，本发明涉及热冲压成形用钢板和相关工艺。

背景技术

近年来，随着环境恶化和能源紧缺问题的日益加剧，环保、安全和节能的考虑成为汽车制造业的主要发展方向，而在减少燃油消耗、减低废气排放等诸多措施中，降低车重效果最明显。为了保证安全性，同时使汽车轻量化以降低油耗和排放，汽车用钢向高强度化发展已成为必然趋势，但高强钢冷成形困难，回弹无法避免，因此出现了热冲压成形技术，热冲压成形可有效解决强度与成形性间的矛盾。

热冲压成形用钢是采用热冲压成形技术形成的一种超高强度钢。热成形是指把常温下强度为500～600MPa的高强度硼合金钢板加热到880～950℃，使之均匀奥氏体化，然后送入内部带有冷却系统的模具内冲压成形，之后快速冷却淬火，使奥氏体转变成马氏体，成形件因而得到强化硬化，强度大幅度提高。

在较早的热成形技术中，热成形过程中表面会发生一定程度的氧化，通常采用铬喷丸的方法除去表面氧化物。随着热成形技术的发展，镀层技术越来越多地应用于热成形钢。镀层可以防止成形过程中表面氧化和脱碳，还能提高漆装后的防腐蚀性能。但同时也增加了生产工序，提高了生产成本。

发明内容

针对以上技术问题，本发明的目的在于提供一种不经过镀层处理仍具有良好的抗高温氧化性能、耐腐蚀性能和强度，既能满足热冲压成形零件的强度要求，同时又能提高钢的抗高温氧化性能的热冲压成形钢。

本发明采用这样的技术方案来实现，一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢,其化学成分按重量百分比为C0.18～0.28%，Si0.05～0.50%，Mn0.20～0.90%，P≤0.010%，S≤0.005%，Cr0.20～1.50%，Mo0.01～0.30%，B0.0006～0.0030%，Nb+V+Ti 0.02～0.25%，Al0.010～0.100%，余量为Fe及不可避免的其它杂质元素；其制备方法在炼钢、铸坯、热轧、酸洗和冷轧工序结束后，还需要经热冲压成形，才能制备而成；其热轧态金相组织由珠光体和铁素体组成；冷轧态厚度1.0～2.0mm，金相组织由珠光体和铁素体组成；退火后为铁素体和球化渗碳体组织；经过热冲压成形技术得到热冲压成形用钢，其金相组织为全马氏体，其性能满足热冲压成形构件要求。

本发明的一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢是在热冲压成形用钢22MnB5的基础上，合理降低Mn含量以及添加了Mo、Cr等合金元素而制备的新型B钢，其制备方法中也包括炼钢、铸坯、热轧、酸洗、冷轧等工序，与普通钢种制备方法的特别之处在于：在上述工序结束后要经过热冲压成形工序，才能制备而成。其热冲压成形工艺为： 将冷轧退火热冲压成形用钢板加热到880~950℃，保温约3~10min，使之均匀奥氏体化；然后送入内部带有冷却系统的模具内冲压成形，为了保证成形温度在840℃以上，高温板料必须在5~8s内由加热炉快速转移到模具中；之后保压快速冷却淬火，冷却速度控制在30~100℃/s，模具温度控制在20~200℃，使奥氏体转变成马氏体，从而使成形件的强度得到硬化。

采用本发明抗高温氧化非镀层热冲压成形用钢及其制备方法制造的热冲压成形零件力学性能为，抗拉强度1450-1650MPa，屈服强度970-1200MPa，断后伸长率为8.5-13.5%，硬度420-550HV，晶粒度在11-12级之间。

本发明抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢在无氮气保护情况下其表层氧化量与普通热冲压成形板在有氮气保护条件下的表面氧化量相当。即该钢种可以在无保护气氛条件下正常使用，满足热冲压成形板抗氧化性能要求，能节约保护气氛费用。

本发明抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢的化学成分的限定理由如下：

碳C：0.18~0.28%：钢中最经济、最基本的强化元素，固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，其屈服强度和抗拉强度会得到大幅提升，但提高C含量会降低其塑性、冲击韧性和焊接性能，不同热冲压成形构件对材料强度和韧性要求有差异，因此具体碳含量根据构件对性能的要求决定。而典型热冲压成形构件要求强度为1450-1650MPa，延伸率>8.5%，因此本发明中C含量控制在C0.18~0.28%。

锰Mn：0.20~0.9%：良好的脱氧剂和脱硫剂，一定量的Mn能消除或减弱由于硫所引起的钢的热脆性，改善钢的热加工性能。Mn还是扩大奥氏体区的元素，使γ区下移，降低Ar₃温度，增大奥氏体过冷度，因而提高了晶粒的细化程度。同时Mn能有效的降低脆性转变温度，但Mn含量升高会降低钢的抗氧化性，同时对焊接性能不利，Mn是易氧化元素，采用低Mn设计可防止材料氧化。因此本发明中Mn含量控制在0.20~0.9%。

钼Mo：0.01~0.30%：提高淬透性的元素，因此能有效提高材料强度；固溶到奥氏体中提高奥氏体的稳定性，有助于提高钢的淬透性以获得马氏体组织；此外在低合金钢中添加少量的Mo能延长珠光体的孕育期，降低相变温度，降低贝氏体转变的临界冷速，有利于在较宽的冷速范围内促进贝氏体转变，使材料具有较好的工艺适应性，能有效改善钢板强度性能的稳定性；而Mo含量超过0.30wt%后其提高淬透性作用富余，且其成本较高。因此本发明中Mo含量控制在0.0 1~0.30%。

铬Cr：0.20~1.30%：提高钢的淬透性的重要元素，固溶到奥氏体中提高奥氏体的稳定性，有助于提高钢的淬透性获得马氏体组织。因此，对于热冲压成形用钢而言需添加较高的Cr提高淬透性，进而提高钢的强度；且Cr含量在0.20%以上时，表层可形成致密的Cr₂O₃氧化膜，防止材料进一步氧化，改善钢的耐腐蚀性能，而Cr含量超过1.3wt%后其提高淬透性的作用富余。因此本发明中Cr含量控制在0.20~1.30%。

硼B：0.0007~0.0030 %：B对钢的影响主要是提高淬透性，只须加入极微量就会有明显的影响，淬透性可以成倍的提高，从而可以节约其它昂贵的金属元素。同时，B可以提高材料的高温强度。但B的含量超过一定数值后（大约为0.0030%）淬透性保持不变。因此本发明中B含量控制在0.000 7~0.0030 %。

铌+钒+钛Nb+V+Ti：0.02~0.25%：与N、O都有极强的亲和力，与S的亲和力比Fe强。因此，它是一种良好的脱氧去气剂和固定N的有效元素，避免B与N结合形成BN，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用，但Ti含量过高容易形成粗大碳氮化物，恶化材料性能。因此本发明中Nb+V+Ti含量控制在0.02~0.25%。铌+钒固溶状态可提高淬透性，沉淀状态可细化晶粒，提高韧性。

硅Si：0.05~0.50%：能溶于铁素体和奥氏体中提高显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，是为了对钢进行脱氧而添加的元素。Si含量太低脱氧不完全，Si含量过高会导致可焊性和焊接热影响区韧性恶化并导致钢的Ar3升高，奥氏体不稳定性增加，不利于残余奥氏体的获得。因此本发明中Si含量控制0.05~0.50%。

铝Al：0.020~0.100%：铝是钢中常用的脱氧剂，同时添加适量的Al能够细化晶粒，改善钢材的强韧性能，太低的Al含量脱氧效果不明显，太高的Al含量会产生夹杂。但过量添加时，将使非金属夹杂物粗化而使伸长率变差，影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能。因此本发明中Al含量控制在0.020~0.100%。

硫、磷（S、P）：S≤0.005%，P≤0.010%：是钢中不可避免的杂质元素，含量越低越好。为防止因硫导致的脆性，应加足够的锰，使其形成熔点较高的MnS。若钢中含S量偏高，焊接时由于SO₂的产生，将在焊接金属内形成气孔和疏松。P虽然能提高钢的强度和硬度，但会导致偏析严重，增加回火脆性；P对焊接性也有不利影响。因此本发明中S含量≤0.005%，P含量≤0.010%。

本发明钢种通过采用Cr，合理降Si，利用Nb+V复合对晶粒细化和对淬透性的提升，并降低钢的脱碳敏感性，提高抗氧化性，同时通过Nb+V+B和Mo、Cr的复合添加，提高钢的淬透性，降低硬模淬火时的临界冷却速度；本发明中Nb+V+Ti 0.02~0.25%，Mn+1.3Cr+2.67Mo≥1.6wt%，可有效提高材料淬透性，并含B，可有效抑制高温的铁素体扩散相变，满足在热冲压成形用钢淬透性和裸板抗氧化性的要求；其中Mn含量≤0.9wt%可减小Mn在高温下的氧化而导致材料氧化严重；Cr含量在0.20-1.3wt%，表层可形成致密的Cr2O3氧化膜，防止材料进一步氧化，同时添加的铝还具有抗氧化性和抗腐蚀性能，铝与铬、硅合用，可显著提高钢的高温不起皮性能和耐高温腐蚀的能力。

与现有技术相比，本发明的优点是：1）在本发明条件下，热冲压成形用钢具有细晶粒、抗氧化、低的临界冷速等特点；2）本发明提供的这种热冲压成形用钢在满足常规热冲压成形钢冲压成形工艺条件及强塑性性能和电阻点焊要求的前提下，不经过镀层处理仍具有较好的抗高温氧化性，在无氮气保护情况下其表层氧化量与普通热冲压成形板在有氮气保护下条件些的表面氧化量相当，即该钢种可以在无保护气氛条件下正常使用，满足热冲压成形板抗氧化性能要求，从而可节约保护气氛费用；且热冲压成形后零件表面质量良好，加热过程中该非涂层热冲压成形用钢不易氧化而局部氧化脱落附着于滚道式加热炉的加热管表面。

附图说明

图1生产的热冲压成形用钢热冲压成形后的组织图。

具体实施方式

实施例，以下以具体实例来说明本发明的技术方案，但本发明不仅局限于此。

表1 是本发明一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢的化学成分；经真空冶炼，浇铸成坯，再经热轧和冷轧后轧制为1.8mm厚。

表1 抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢的化学成分（质量百分比，%）

将实施例1冷轧退火板切割成方形板材400×400mm板材，在加热炉中加热到930℃，保温时间3min，保证其充分奥氏体化；随后在5~8s内快速将其转移至带有冷却系统的平面模具内冲压成形；冲压成形后要保压淬火，冷却速度控制在40～60℃/s，模具温度控制在100℃使其组织为全马氏体，使成形件的强度得到硬化。实施例1的热冲压成形用钢的组织见附图1所示。

拉伸力学性能：将实施例钢热冲压成形零件制成标距为80mm的标样进行室温拉伸试验，同时在淬火后的板材上切割金相试样，实施例1-3的热冲压成形零件力学性能见表2，抗拉强度1500MPa，屈服强度1100MPa，断后伸长率为10%，对晶粒度进行评级，晶粒细小均匀，晶粒度在11-12级之间。

表2本发明钢力学性能与晶粒度级别

抗氧化性能：以某热成形典型零件为研究对象，在现有热成形试产线上试制样件，首先采用激光切割准备坯料，将发明钢与22MnB5采用相同的热成形工艺(880-950℃保温3-5min+模具成形冷却)，加热过程中炉内无保护气氛，采用机械手运送热坯料，成形冷却，完后清理出炉至成形淬火完过程中所有的氧化皮，将各发明钢与22MnB5各重复3次试样，最后采用电子天平对氧化皮进行称量，试验数据如表3所示。

表3本发明钢与对比钢抗氧化性能比较

Claims (3)

1.一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢，其化学成分按重量百分比为C0.18～0.28%，Si0.05～0.50%，Mn0.20～0.90%，P≤0.010%，S≤0.005%，Cr0.20～1.50%，Mo0.010～0.30%，B0.0006～0.0030%，Nb+V+Ti0.02～0.25%，Al0.010～0.100%，余量为Fe及不可避免的其它杂质元素，其特征在于：其制备方法在炼钢、铸坯、热轧、酸洗和冷轧工序结束后，还需要经热冲压成形，才能制备而成；

热冲压成形零件抗拉强度为1450-1650MPa，屈服强度970-1200MPa，断后伸长率为8.5-13.5%，晶粒度在11-12级之间，硬度420-550HV；在无氮气保护情况下其表层氧化量与普通热冲压成形板在有氮气保护条件下的表面氧化量相当。

2.如权利要求1所述的一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢，其特征在于：经热轧后，冷轧至1.0～2.0mm厚并退火，然后将冷轧退火钢板在加热炉中加热到880～950℃，保温3～10min，使之均匀奥氏体化；在5～8s内将高温板料由加热炉快速转移到内部带有冷却系统的模具内冲压成形，之后保压快速冷却淬火至200℃以下出模，其中冷却速度控制在40～60℃/s，模具温度控制在20～200℃，使组织由奥氏体转变成马氏体。

3.如权利要求2所述的一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢，其特征在于：热轧态金相组织由珠光体和铁素体组成；冷轧态金相组织由珠光体和铁素体组成，厚度1.0～2.0mm；退火后为铁素体和球化渗碳体组织；经过热冲压成形技术得到热冲压成形用钢，其金相组织为全马氏体。