CN106086655A

CN106086655A - 一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢

Info

Publication number: CN106086655A
Application number: CN201610691356.3A
Authority: CN
Inventors: 王章忠; 毛向阳; 张保森; 巴志新; 巨佳
Original assignee: Nanjing Institute of Technology
Current assignee: Nanjing Institute of Technology
Priority date: 2016-08-17
Filing date: 2016-08-17
Publication date: 2016-11-09
Anticipated expiration: 2036-08-17
Also published as: CN106086655B

Abstract

本发明公开了一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢，其特征是，其主要化学成分按重量百分比是：C 0.1~0.35，Mn 1.5~3.5，Al 1.0~2.5，Si 0.5~1.25，Cu 0.2~0.8，Cr 0.3~0.7，Nb 0.01~0.05，Zr 0.005~0.02，B 0.001~0.005，Ti 0.005~0.01，Mo 0.02~0.08，RE 0.001~0.005，N ≤0.004，P ≤0.01，S ≤0.005，余量为Fe，其中(Al+Si)≥2.0并且Si/Al≤0.5。本发明的热成形马氏体钢材料，适用于通过传统热成形工艺即可提升残余奥氏体含量、优化残余奥氏体形态与分布。

Description

一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢

技术领域

本发明涉及合金钢技术领域，具体涉及一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢。

背景技术

为应对当前日益突出的能源危机和环境污染问题，对交通运输工具的轻量化提出更高要求。在降低车辆自身重量的同时，安全性和可靠性的提升成为实现车辆轻量化的主要目标。高强度或超高强度钢的广泛使用是车辆轻量化的重要且有效途径之一。由于高强度钢的高刚度、高回弹性、高成形力以及易产生裂纹等特点，热成形技术应运而生，通过热成形技术解决了高强度钢成形困难、回弹严重及尺寸精度差等难题，目前已经广泛应用在汽车保险杠、防撞杆、A/B/C柱及中通道等防冲撞结构安全部件的制造。然而，这些防冲撞结构部件多以低碳马氏体组织为主，在提高强度的同时，塑性显著降低，强度有余而塑性不足，如目前广泛使用的硼合金钢22MnB5，其抗拉强度达1500MPa以上，屈服强度高达1200MPa，但其延伸率仅为6％左右，对应的强塑积仅为9000MPa％左右，因此车辆受到强烈冲击时，能量吸收能力欠佳，容易产生变形或开裂，造成车辆安全性降低。现有热成形钢较低的强塑积指标限制了热成形车辆零部件的应用范围，因此，提高塑性，改善强塑积是热成形马氏体钢的亟需解决的主要问题之一。

针对提升热成形马氏体钢韧性及强塑积的问题，主要存在以下措施或方法：①热成形后回火处理：通过回火方法，以消除热成形钢在快速冷却过程中的内应力和软化马氏体组织，改善其塑韧性(专利CN102296242A)；②微合金化方法：通过添加Nb、V等微合金，形成细小的铌、钒的碳或氮化物，降低成形前奥氏体化过程中晶粒长大，细化晶粒，提高其塑韧性(CN101270453A、CN103320702A)；③形成复相组织：通过控制Al、Mn元素，形成铁素体+马氏体双相组织以提高塑韧性(CN102286689A)。此外，最近一些研究者提出在热成形马氏体组织中分布残余奥氏体有利于提高塑韧性，认为钢中残余奥氏体的存在有利于提高冲击过程中的塑性变形能力，延迟起裂，提高起裂功，有利于获得优异的抗冲击性能，该方法工艺简单、成本低廉(谢振家等，低合金多相钢中残余奥氏体对塑性和韧性的影响，金属学报，2016,52(2)：224-232)。很显然，形成残余奥氏体组织以提高热成形马氏体钢塑性是目前最具有发展潜力的方法之一，然而，如何控制残余奥氏体含量、分布、形态是提高热成形马氏体钢塑性及强塑积的关键技术。

有研究者采用淬火-碳配分处理(Q&P)，通过淬火后等温工序，碳原子由过饱和马氏体配分至残余奥氏体，使软相奥氏体富碳进而稳定至室温，形成板条马氏体与薄膜状残余奥氏体双相组织，从而达到改善高强热成形钢的韧性及强塑积指标的目的，然而该工艺的配分过程必须借助一个独立的等温工序才能完成，从而增加工序，且无法在常规的热冲压生产设备上实现(王成林等，一种可适用于Q&P处理的热成形钢的组织与力学性能，金属热处理，2015,40(11)：1-5)。

专利CN102766818A公开了一种热成形马氏体钢，其化学成分(wt％)为:C 0.15-0.3、Mn 0.3-0.5、Cr 0.5-1、Mo 0.2-0.6、Si 0.2-1.5、Al 0.02-1.0、B 0.002-0.004、Ti0.02-0.05、S<0.01、P<0.015，经热成形后残余奥氏体的体积分数为9～12wt％，表现出良好抗冲击性能。然而该钢种的马氏体转变开始温度较高(>350℃)、且冷速必须控制在<40℃/s范围内，目前仅局限于实验室制备，生产操作困难，极大限制了其工业化生产。

专利CN101275200A、CN101270449A、CN101270453A分别公开了含碳量C 0.1-0.33wt％、0.26～0.45wt％、0.4～0.6wt％的低、中、高碳热成形马氏体钢，通过提高Si、Ni含量，并结合淬火相变前的缓冷工艺，使组织中存在5～20wt％的残余奥氏体，从而提高强塑积指标。然而这些钢种Si含量较高，在钢板热轧时，表面将形成非常稳定的Mn₂SiO₄等氧化物，这些氧化皮易轧入钢板表面，并很难通过酸洗清除，从而恶化热成形钢板表面镀覆性能，降低镀层质量，导致热成形时表面易产生氧化皮等缺陷。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术中的不足，提供了一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢，在传统热成形工艺下，优化残余奥氏体的分布、含量及形态，提升热成形马氏体钢塑性和强塑积指标。

为解决上述技术问题，本发明提供了一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢，其特征是，其主要化学成分按重量百分比是：C 0.1～0.35，Mn 1.5～3.5，Al 1.0～2.5，Si 0.5～1.25，Cu 0.2～0.8，Cr 0.3～0.7，Nb 0.01～0.05，Zr 0.005～0.02，B0.001～0.005，Ti 0.005～0.01，Mo 0.02～0.08，RE 0.001～0.005，N ≤0.004，P≤0.01，S≤0.005，余量为Fe及不可避免的杂质，其中(Al+Si)≥2.0并且Si/Al≤0.5。

本发明中元素作用及配比依据如下：

碳(C)：固溶强化及奥氏体稳定化元素，其含量对马氏体钢的强度起决定作用，能够影响残余奥氏体含量及淬透性，另外在热成形工艺下，C与Mn共同配分到残余奥氏体中，提高应变诱发马氏体能力，改善塑韧性，为使热成形马氏体钢的抗拉强度范围在1550～1750MPa，延伸率在15～20％，C含量控制在0.1～0.35wt％。

锰(Mn)：提高合金钢强度、改善韧性的重要合金元素，Mn与S易形成MnS，消除热脆性，提高钢的热加工性能，Mn在奥氏体中无限固溶，使奥氏体稳定性提高，扩大奥氏体相区，提高淬透性，此外Mn可降低Ms(马氏体的参数)点，故可保证在合适的冷却速度下得到马氏体。此外，在热成形工艺下，Mn与C能够共同配分到残余奥氏体中，且富Mn的残余奥氏体尺寸更小，能够有效提高奥氏体含量，改善塑韧性。Mn含量低于1.5wt％时以上效果不明显，当含量大于3.5wt％时韧性显著降低，因此，Mn含量控制在1.5～3.5wt％。

铝(Al)：Al能够有效抑制渗碳体形成，促进碳原子向残余奥氏体内富集，使残余奥氏体稳定至室温，且对后面变形时的应变诱导马氏体相变均能发挥重要作用，提高塑性，而且含Al的热成形马氏体钢具有良好的涂镀效果，此外，Al能够有效脱氧和细化晶粒。当Al含量低于1.0wt％时以上作用不明显，高于2.5wt％时形成粗大的氧化铝夹杂物，恶化韧性。因此，Al含量控制在1.0～2.5wt％。

硅(Si)：抑制碳化物析出，保证组织中存在一定量的残余奥氏体，提高钢的延伸率、降低屈强比，并提高淬透性，为提高塑性，其含量应大于0.5wt％，然而Si含量提高会引起热加工时脆性增加，且Si能够降低热成形钢的涂覆层质量，要求Si含量不应大于1.25wt％。因此，Si含量控制在0.5～1.25wt％。

铜(Cu)：Cu是奥氏体稳定化元素，能扩大奥氏体相区，有助于获得更多的残余奥氏体，同时Cu也是析出强化元素，强化基体，且能够在残余奥氏体中富集来保证残余奥氏体的稳定性，但Cu含量过多会导致钢材表面出现裂纹的风险且对热加工有害。因而，Cu含量控制在0.2～0.8wt％。

铬(Cr)：能够降低相变驱动力以及碳化物的形核长大，显著提高钢的淬透性，此外也能够改善热加工时抗氧化性，但含量较多时会降低韧性和塑性。因此，本发明Cr应控制在0.3～0.7wt％。

铌(Nb)：碳氮化物形成元素，起到细化奥氏体晶粒的作用，有利于淬火后马氏体板条尺寸细化，显著提高钢的强度，也能够有效降低氢致延迟断裂敏感性。Nb含量低于0.01wt％时上述作用不明显，且其价格昂贵，因此，Nb含量控制在0.01～0.05wt％。

锆(Zr)：Zr在钢中能够使夹杂物呈球形、弥散分布，改善夹杂物形态和分布，有利于改善钢的塑韧性，Zr是强碳氮化物形成元素，溶解温度较高，因此在高温下能够有效阻止热轧晶粒和奥氏体晶粒长大，也能够抑制奥氏体相变，在室温下可获得较多的残余奥氏体，此外，有利于淬火后马氏体板条尺寸细化，也能够有效降低氢致延迟断裂敏感性。Zr含量低于0.005wt％时上述作用不明显，且其价格昂贵，因此，Zr含量控制在0.005～0.02wt％。

而且MnS依附于含Zr化合物成核和长大，此外，Nb与Zr具有类似作用，形成碳氮化物能够细化热轧晶粒和原奥氏体晶粒，强化基体，同时细小尺寸的碳氮化物能够代替造成裂纹起始点的碳氮化钛粒子，为防止硼与溶解的Nb相结合，应消除或减少Ti元素含量。

硼(B)：是热成形马氏体钢中常见元素，主要通过偏聚在奥氏体晶界发挥作用，是显著提高淬透性元素，其含量低于0.001wt％和高于0.005wt％时效果不明显。因此，B含量控制在0.001～0.005wt％。

钛(Ti)：主要作用为固定钢中的N元素，此外，以细小的碳化物形式存在时，能够细化晶粒，降低氢致延迟断裂敏感性，但过量的Ti会夺取马氏体中的C，降低马氏体的强度。因此，Ti含量应控制在0.005～0.01wt％。

钼(Mo)：能够提高淬透性，且有助于固溶强化和提高淬硬性。然而，当含量大于0.08wt％时，容易在奥氏体化后形成贝氏体组织，这些组织对冷却速率的变化非常敏感。因此，Mo含量应控制在0.02～0.08wt％。

混合稀土(RE)：熔炼时去除夹杂、减小偏析、细化晶粒等作用，但价格昂贵，其含量控制在0.001～0.005wt％。

氮(N)：能够与钛结合形成TiN，有利于强化基体，但当N含量大于0.004wt％时，在高温下形成粗大氮化物，严重损害钢的塑性和韧性，此外，N还与其它微合金化元素反应，增加微合金化元素含量，增加成本。因此，N含量控制在0.004wt％以下。

磷(P)：有害元素，容易引起铸坯成分偏析，在热加工过程中易偏聚的晶界，使钢制品脆性增大。因此，P含量应控制在0.01wt％以下。

硫(S)：有害元素，容易形成MnS夹杂物和在晶界偏析，从而降低钢制品的塑韧性。因此，S含量应控制在0.005wt％以下。

与现有技术相比，本发明所达到的有益效果是：

1)本发明的热成形马氏体钢材料，适用于通过传统热成形工艺即可提升残余奥氏体含量、优化残余奥氏体形态与分布。

2)本发明热成形马氏体钢材料可采用传统的冶炼和热成形工艺制备，不需要改变工艺技术或参数，工艺流程简单、操作可行，节约成本。

3)与现有热成形马氏体钢材料相比，利用本发明的板材或坯件制备的部件抗拉强度Rm大于1550MPa，屈服强度RP0.2大于1000MPa，屈强比不大于0.7，延伸率A大于16％，强塑性大于26000MPa％。因此，本发明的板材或坯件制备的部件应用在车辆的结构件和安全件，不仅能够减轻车身重量，而且能够防止冲撞造成的变形，吸收能量和冲击力，不至于发生断裂，有效提升车辆内驾乘人员的安全。

具体实施方式

以下实施例仅用于更加清楚地说明本发明的技术方案，而不能以此来限制本发明的保护范围。

本发明的一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢，其主要化学成分按重量百分比是：C 0.1～0.35，Mn 1.5～3.5，Al 1.0～2.5，Si 0.5～1.25，Cu 0.2～0.8，Cr 0.3～0.7，Nb 0.01～0.05，Zr 0.005～0.02，B 0.001～0.005，Ti 0.005～0.01，Mo0.02～0.08，RE 0.001～0.005，N≤0.004，P≤0.01，S≤0.005，余量为Fe及不可避免的杂质，其中Al与Si的重量百分比之和大于等于2.0并且Si与Al的重量百分比之比小于等于0.5。

本发明具有以下优点：

(1)Zr微合金化。一方面，Zr能够改善夹杂物形态和分布，使夹杂物呈球形、弥散分布，而且MnS依附于含Zr化合物成核和长大，从而有利于改善钢的塑韧性，另一方面，Zr是强碳氮化物形成元素，溶解温度较高，在高温下能够有效阻止热轧晶粒和奥氏体晶粒长大，也能够抑制奥氏体相变，在室温下可获得较多的残余奥氏体，此外，有利于淬火后马氏体板条尺寸细化，也能够有效降低氢致延迟断裂敏感性，同时细小尺寸的碳氮化锆能够代替造成裂纹起始点的碳氮化钛粒子，有效缓解裂纹扩展、增加裂纹扩展功。

(2)以Al代替Si。Al与Si在奥氏体相变过程中具有相同的机制，能够有效抑制渗碳体形成，促进碳原子向残余奥氏体内富集，使残余奥氏体稳定至室温，其对后面变形时的应变诱导马氏体相变均能发挥重要作用，提高塑性，而且Al替代Si的热成形马氏体钢具有良好的涂镀效果。

(3)Cu合金化。通过热成形及相应热处理控制，Cu在铁素体基体中主要以B2结构的析出相形式存在，这种B2结构析出相提高了析出相的密度，强化基体，且能够在残余奥氏体中富集来保证残余奥氏体的稳定性。

(4)Mn与C元素共同配分。基于动态Mn与C元素共同配分原理，在不改变热成形工艺的前提下，室温下残余奥氏体由富Mn的残余奥氏体和经C配分作用稳定的残余奥氏体共同组成，富Mn的残余奥氏体尺寸更小，且Mn元素含量较高，从而使高强度热成形马氏体钢具有更优异的塑性。

(5)残余奥氏体分布、形态控制。通过热成形及相应热处理控制，残余奥氏体以薄膜状分布于奥氏体晶界、板条束间，有利于促使加工硬化维持在较高水平，均匀延伸率提高，且在冲击应力作用下，薄膜状残余奥氏体有利于位错更容易塞积，且其发生马氏体相变，新形成的马氏体硬相颗粒可以提供更多的第二相界面，从而有利于提高冲击过程中的裂纹扩展功。

实施例

根据本发明设计的化学成分范围，在500Kg感应电炉上冶炼了6炉钢水，并连铸成坯，将铸坯进行热粗轧、精轧，再进行酸洗并冷轧，加工成厚度约为2mm薄板，然后将薄板加热到900～950℃保温5分钟进行奥氏体化，快速取出置于可控温的模具下进行热成形工艺处理，获得一种U形零件，总共生成6个实施例钢体。将此6个实施例和两个对比例的成分(如表1)和性能(如表2)相比较，两个对比例分别为发明专利CN101275200A、CN102766818A公开的马氏体钢，其具体化学成分如表1所示，对热成形工艺处理后的零件进行取样，按国标进行拉伸力学性能测试，其结果如表2所示。可见，本发明钢制备的零件抗拉强度在1550～1750MPa范围，屈服强度在1000～1200MPa范围，延伸率在15～20％范围，强塑积在26000～34000MP％范围内。并对热成形工艺处理后的零件显微组织结构进行观察，具体组织分析结果如表2所示。从表2可看出本发明钢制备的零件组织以板条马氏体为主，在马氏体条边界和原奥氏体晶界存在薄膜状残余奥氏体，其含量约为9～15wt％。，可看出本发明钢制品的冲撞防变形和防断裂性能显著优于对比例中的钢。

表1本发明实施例和对比例的化学成分(单位；wt％)

编号	C	M_n	Al	Si	C_u	C_r	Nb	Z_r	B	Ti	Mo	RE	N	P	S	F_e
																	实施例1	0.11	1.53	1.48	0.52	0.20	0.34	0.013	0.006	0.0012	0.0054	0.021	0.0013	0.0011	0.0031	0.0019	余量
实施例2	0.18	2.81	2.34	0.69	0.70	0.66	0.04	0.013	0.0038	0.0023	0.053	0.0021	0.0025	0.0071	0.0032	余量
																	实施例3	0.29	3.33	1.87	1.01	0.36	0.37	0.021	0.011	0.0023	0.0080	0.032	0.0039	0.0017	0.0085	0.0045	余量
实施例4	0.14	1.84	2.15	1.13	0.65	0.56	0.047	0.008	0.0042	0.0037	0.068	0.0025	0.0039	0.0072	0.0038	余量
																	实施例5	0.23	2.47	2.01	0.91	0.78	0.42	0.036	0.014	0.0029	0.0064	0.073	0.0044	0.0028	0.0076	0.0046	余量
实施例6	0.34	3.46	2.48	1.22	0.77	0.69	0.048	0.019	0.0046	0.0095	0.077	0.0047	0.0035	0.0098	0.0044	余量
																	对比例1	0.20	1.88	0.037	0.56	-	-	0.04	-	0.0028	0.02	-	0.02	0.005	0.008	0.05	余量
对比例2	0.25	0.3	0.5	1.0	-	0.8	-	-	0.003	0.23	-	0.003	<0.01	<0.015	0.069	余量

表2本发明实施例和对比例的组织特征和力学性能

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明技术原理的前提下，还可以做出若干改进和变型，这些改进和变型也应视为本发明的保护范围。

Claims

1. 一种有利于优化残余奥氏体的抗冲撞热成形马氏体钢，其特征是，其主要化学成分按重量百分比是：C 0.1~0.35，Mn 1.5~3.5，Al 1.0~2.5，Si 0.5~1.25，Cu 0.2~0.8，Cr 0.3~0.7，Nb 0.01~0.05，Zr 0.005~0.02，B 0.001~0.005，Ti 0.005~0.01，Mo 0.02~0.08，RE0.001~0.005，N ≤0.004， P ≤0.01，S ≤0.005，余量包括Fe，其中(Al+Si)≥2.0并且Si/Al≤0.5。