CN106929760A - 一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，其化学元素质量百分比为：C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3％～7％，Al：0.01％～0.06％，P≤0.02％，S≤0.02％，N≤0.005％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外其化学元素含量还满足：24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥2，式中的C、Si、Mn和Al分别表示相应元素的质量百分比。相应地，本发明还公开了该钢板的制造方法和用途，以及采用该钢板制得的低温热冲压汽车零部件。

Description

一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途
技术领域
本发明涉及一种金属及其制造方法和用途，尤其涉及一种钢板及其制造方法和用途。
背景技术
随着相关产业领域对于汽车安全性和减重节能需求的不断提高，汽车用钢的强度也随之逐步提升。在汽车制造领域，已经将1180MPa的双相钢广泛地应用于冷冲压用钢中。同时，1500MPa的马氏体钢也被应用到保险杠等形状简单的零件上。但是，由于很多汽车加强件形状复杂，1500MPa的马氏体钢无法实现冷冲压成形，热冲压成形由此应运而生。热冲压成形是将钢板加热到750℃以上，保温一定时间进行充分奥氏化以后，进行热冲压成形，通过模具将钢板淬火至室温，以获得1500MPa及以上强度级别的全马氏体组织零件。由于热冲压用钢是在高温下成形的，因此能够冲压成形状较为复杂的加强件，并且不会产生回弹，同时加强件的尺寸精度高，从而在汽车制造领域得到了广泛的应用。在2006年期间，大约有1亿件热冲压用钢零部件在全球生产，目前全球每年约生产3亿件热冲压用钢零部件。
现有技术中的热冲压用钢(22MnB5钢)是通过模压淬火获得全马氏体组织的零部件，因此抗拉强度可以达到1500MPa及以上。然而，此类钢材料的总伸长率相当有限，仅为5～6％左右，因此，在某些工作环境下被认为并不能用于关键的安全零部件。出于对零部件的碰撞吸收能和冲击载荷下材料耐断裂性的考虑，汽车制造领域希望热成形零部件具有更好的拉伸延展性。目前，主要通过在零件上组合不同厚度/力学性能的材料来提高碰撞吸收能，例如，拼焊板(TWB)和变厚板(VRB)等等。如何通过钢材料的本身来提高其热冲压用钢强塑性，从而在确保零部件强度的前提下提升零部件的拉伸延展性，在国际上的研究并不多。另外，热冲压用钢的加热温度通常在930～950℃之间，加热温度较高，热能消耗也大。如果能够显著地降低热冲压用钢制造工艺过程中的加热温度，则有利于节能减排，并且可以进一步地降低热冲压用钢的生产制造成本。
鉴于此，期望获得一种汽车用钢材料，其具有较高的强度且较好的拉伸延展性。与此同时，企业还期望能够通过热冲压用钢零件热冲压前加热能耗的减少，大幅度地降低生产制造成本。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，采用该钢板经过低温热冲压工艺可以制得强度高且延展性好的低温热冲压汽车零部件，有利于提高由该钢材制成的汽车零部件的碰撞吸收能。
基于上述发明目的，本发明提供了一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，其化学元素质量百分比为：C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3％～7％，Al：0.01％～0.06％，P≤0.02％，S≤0.02％，N≤0.005％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外其化学元素含量还满足：24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥2，式中的C、Si、Mn和Al分别表示相应元素的质量百分比(也就是说公式中C、Si、Mn、Al代入的数值是百分号前的数值，例如C含量为0.2％的实施例中，该公式中C的代入数值就是0.2)。
本发明所述的钢板中的各化学元素的设计原理为：
碳：碳是钢中典型的固溶强化元素，同时其还可以提高奥氏体的稳定性，有利于在室温下保留一定体积分数的残余奥氏体，从而产生相变诱导塑性(TRIP)效应。对于本技术方案来说，当碳元素含量低于0.1％时，钢的强度较低，而当碳元素含量高于0.3％时，钢的性能则会恶化，尤其不利于钢材料的焊接性能。为此，在本发明所述的钢板中的碳含量需要设定为0.1％～0.3％。
硅：硅是炼钢脱氧的必要元素。硅不仅有一定的固溶强化作用，还具有抑制碳化物析出的作用。一旦硅含量不到0.1％，难以在钢中获得充分的脱氧效果。然而，硅含量太高也会影响钢的综合性能。此外适量的硅元素还可以起到阻止渗碳体析出的作用，从而提高冷却过程中奥氏体的稳定性。鉴于此，需要将钢板中的硅含量控制为0.1％～2％，并优选为0.3％～1.5％。
锰：锰作为有效的合金元素，其可以降低钢中的α-γ相的转变温度，即降低Ae1和Ae3的温度。由于本发明所述的钢板中的锰含量为3％～7％，锰含量的增加使得本发明的钢材较之于现有的22MnB5钢具有低得多的奥氏体化温度，由此通过Mn含量的设计可以有效地降低后续汽车零部件制造过程中的热冲压的加热保温温度，也就是说，现有技术中的热冲压的加热保温温度可以从930～950℃被大幅度地降低。另外，通过Mn含量的设计还可以延缓回复、再结晶和晶粒长大，细化显微组织，从而令钢材中的晶粒尺寸控制在一阈值之下(例如，控制晶粒尺寸≤3μm)。通过富Mn设计可以起到晶粒细化作用，并提高钢中奥氏体的稳定性。当温度降低至室温时，钢中产生相变诱导塑性效应(TRIP效应)，一方面提高钢种的强塑性，另一方面降低热冲压加热保温温度。此外，锰也大大提高了钢材的淬透性，使得获得马氏体的临界冷速大幅降低。因此，在本发明所述的钢板中的锰含量应当被设定为3％～7％，并优选为5％～7％。
铝：铝在炼钢过程中具有脱氧作用，铝的添加是为了提高钢水的纯净度。此外，铝还能固定钢中的氮，并与氮形成稳定的化合物，有效细化晶粒。同时，钢中添加铝具有阻止渗碳体析出，并促进钢中逆马氏体相变的作用。因此，需要将本发明所述的钢板中的铝含量限定在0.01％～0.06％范围之间。
基于上述技术方案，在本发明所述的钢板中的主要杂质元素为磷、硫和氮，这些杂质元素应当被控制得越少越好，由此所获得的钢板就越纯净。然而，根据生产过程的实际冶炼水平，将杂质元素控制得越低所产生的制造成本也就越高。综合钢材的纯净度指标和制造成本的控制，将杂质元素P，S和N分别设定为：P≤0.02％，S≤0.02％，N≤0.005％。
另外，24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥2这一公式也是本案的核心技术特征。在本技术方案中，尽管Mn的添加可以降低完全奥氏体化温度，但由于本发明钢中为了保证钢种的力学性能还需要添加其它合金元素，而这些元素可能会提高奥氏体化温度，因此，为了实现低温热冲压的低加热温度工艺，必须同时考虑其它合金元素的影响。本案发明人在长期的研究实验过程中发现，对钢种奥氏体化影响最为显著的四个元素是C、Si、Mn和Al，其中C降低奥氏体化温度的效果最为强烈，Mn元素虽然也可以降低奥氏体化温度，但影响能力有限；而Si和Al的添加与C和Mn的效果相反，将会大幅提高完全奥氏体化温度，并且Al对奥氏体化温度提升的能力数倍于Si。基于此，本案发明人根据大量实验研究设计了上述公式，以实现低奥氏体化温度的目的。
在某些实施方式中，本发明所述的钢板的微观组织为马氏体。
更进一步地，上述钢板的抗拉强度≥1200MPa。
在另外一些实施方式中，本发明所述的钢板的微观组织为铁素体+奥氏体。
更进一步地，上述钢板的抗拉强度≥800MPa。
进一步地，本发明所述的钢板的化学元素还具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。
无论是上述合金元素Nb，V和/或Ti的单一添加或是复合添加均可以起到晶粒细化的作用，并且提高钢中奥氏体的稳定性，从而来改善钢材的微观组织和综合性能。上述合金元素的种类可以根据实际需要进行设计添加。
进一步地，本发明所述的钢板中的Si含量为0.3％～1.5％。
进一步地，本发明所述的钢板中的Mn含量为5％～7％。
本发明的另一目的在于提供一种采用本发明所述的钢板制得的低温热冲压汽车零部件，该低温热冲压汽车零部件经过下述低温热冲压工艺制得：控制热冲压的加热保温温度为700～850℃，保温时间为2～10min。
相较于现有的热冲压工艺，本技术方案采用的热冲压温度较低，即加热保温温度仅为700～850℃，这是因为本发明所述的钢板中的锰含量设计为3％～7％，使得本发明的钢材较之于现有的钢材(例如，22MnB5钢)具有更低的奥氏体化温度，这样，由此通过Mn含量的设计就可以将现有技术中的热冲压的加热保温温度从930～950℃降低至700～850℃，热冲压步骤中的加热保温温度一旦被大幅度地降低，则该步骤所需的热能消耗也就会显著地减少。同时，本发明所述的钢板中的3％～7％的锰含量还可以起到晶粒细化作用，提高钢中奥氏体稳定性的作用。同时，一旦温度降低至室温，变形时钢中将产生相变诱导塑性效应(TRIP效应)，既可以提高钢材的强塑性，又能够降低热冲压加热保温温度。
进一步地，所述热冲压工艺还包括：在加热炉中采用氮气保护进行加热保温，控制所述加热保温温度为700～850℃，所述保温时间为2～10min，以完成完全奥氏体化；然后将坯料放入热冲压模具中进行热冲压成形，热冲压保压时间为3～15秒，冲压力为300～1000吨；热冲压成形完成后，坯料在热冲压模具中冷却。
当坯料在热冲压模具中冷却至室温时，钢中完成马氏体相变，同时保留一定体积分数的奥氏体。与此同时，钢中产生相变诱导塑性效应(TRIP效应)，马氏体相变过程导致钢材的塑性升高，不但提高了钢材的强塑性，还降低了钢材制造过程中的热能消耗。
进一步地，本发明所述的低温热冲压汽车零部件的抗拉强度≥1500MPa，且其伸长率≥15％。
本发明的又一目的在于提供一种上述钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧。
其中，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1100～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为750～900℃，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温。
在所述步骤(4)中，退火温度为550～850℃，时间不小于1h。
在所述步骤(6)中，冷轧压下率≥35％，冷轧后的钢板微观组织全部为马氏体。
采用这种制造方法，可以制造微观组织为马氏体的钢板，该钢板的抗拉强度相对较高，可以达到1200MPa以上。
另外，本发明还提供了另一种上述钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧；
(7)退火。
其中，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1100～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为750～900℃，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温。
在所述步骤(4)中，退火温度为550～850℃，时间不小于1h。
在所述步骤(6)中，冷轧压下率≥35％。
在所述步骤(7)中，退火温度为400～750℃，退火时间不小于60秒。
相较于前一种制造方法，该制造方法在冷轧步骤后又增加了退火步骤，冷轧后的退火步骤可以使得钢板相对于全马氏体钢板软一些，同时其强度也降低了，但是这种方法可以降低后续步骤的加工难度。采用该方法制得的钢板的微观组织为铁素体+奥氏体，其抗拉强度相对较低，可以达到800MPa以上。
此外，本发明还提供了一种上述钢板的用途，本发明所述的钢板被用于生产低温热冲压汽车零部件。
本发明所述的钢板可以采用较低的热冲压温度制得低温热冲压汽车零部件，从而可以大大降低生产成本和能耗。此外制得的低温热冲压汽车零部件具备优良的强塑性匹配，有利于提高由本发明所述的汽车用钢制成的汽车零部件的碰撞吸收能和冲击载荷下材料的耐断裂性能。
附图说明
图1采用本发明实施例4-2中的钢板制得的低温热冲压汽车零部件的微观组织图。
具体实施方式
下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的钢板及其制造方法以及采用本发明所述的钢板制得的低温热冲压汽车零部件做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6和对比例1-2
上述实施例和对比例中的钢板采用下述步骤制得：
(1)冶炼：采用转炉冶炼，控制各化学元素的质量百分比如表1所示；
(2)铸造：连铸生产获得铸坯；
(3)热轧：将铸坯加热到1100～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为750～900℃，热轧板厚度不大于20mm，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温，使微观组织为全马氏体组织；
(4)退火：采用罩式炉退火，退火温度为550～850℃，时间不小于1h，退火后得到的微观组织中含有体积分数为20～40％的奥氏体；
(5)酸洗：酸洗以去除热轧过程和罩式退火过程中产生的氧化铁皮；
(6)冷轧：控制冷轧压下率≥35％；
另外，在步骤(1)中，还可以采用电炉或感应炉进行冶炼。
另外，需要说明的是，步骤(6)之后获得的是马氏体钢。在其他实施方式中，为了降低后续加工工序的难度，也可以在步骤(6)的冷轧后增加一次冷轧后的退火，退火温度为400～750℃，退火时间不小于60s，从而使得钢板变得相对软一些，此时获得的是铁素体+奥氏体钢板，但是这种钢板的强度会低于马氏体钢板。
对比例2为现有技术中的22MnB5钢。
表1列出了实施例和对比例的钢板的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为Fe和除了杂质元素S、P和N之外的其他杂质元素)
序号 C Si Mn Al P S N 其它元素
实施例1 0.23 0.31 4.5 0.02 0.007 0.006 0.005 Nb＝0.08％
实施例2 0.29 0.30 4.5 0.05 0.008 0.009 0.005 Ti＝0.12％
实施例3 0.20 0.30 6.8 0.03 0.006 0.009 0.004 V＝0.2％
实施例4 0.19 0.29 6.7 0.03 0.009 0.009 0.005 —
实施例5 0.19 1.33 5.2 0.04 0.006 0.009 0.004 —
实施例6 0.18 0.54 5.4 0.05 0.008 0.007 0.005 V＝0.1％
对比例1 0.45 0.31 6.9 0.05 0.007 0.007 0.005 —
对比例2 0.23 0.26 1.24 0.04 0.008 0.008 0.005 B＝0.004
表2列出了实施例和对比例的制造方法的具体工艺参数。
表2
需要说明的是，实施例4-1到实施例4-4表示了它们均采用了表1所示的实施例4的化学元素的质量百分配比。同理，对比例2-1和对比例2-2均采用了表1中对比例2的化学元素成分。
采用本发明的上述实施例钢板以及对比例钢板可以进一步制造低温热冲压汽车零部件，其具体步骤为：
(1)落料：根据热冲压零件的形状进行模具落料，也可以采用激光落料；
(2)热冲压：在加热炉中采用氮气保护进行加热保温以提高零部件表面质量，控制加热保温温度为700～850℃，保温时间为2～10min，以完成完全奥氏体化；然后将坯料放入热冲压模具中进行热冲压成形，热冲压保压时间为3～15秒，冲压力为300～1000吨；热冲压成形完成后，坯料在热冲压模具中冷却。
此外，在上述步骤(2)中，也可以在加热炉中采用惰性气体保护进行加热保温。当冲压零部件的外观形状较为简单时，也可以采用部分奥氏体化工艺。
需要说明的是，马氏体相变可能发生在坯料位于模具的冷却过程中，也可能发生在坯料从模具取出后冷却至室温的过程中，这取决于坯料在模具中的热冲压保压时间。当冷却至室温时，零部件中还会保留一定体积分数的奥氏体微观组织。
表3列出了热冲压工艺的具体参数。
表3.
对上述热冲压后获得的汽车零部件取样，进行各项力学性能测试，将试验测得到的相关力学性能列于表4中。
表4列出了实施例和对比例的力学性能参数。
表4
从表4可以看出，采用本案各实施例钢板制得的低温热冲压汽车零部件的屈服强度均＞690MPa，抗拉强度均＞1500MPa，伸长率均≥15％，说明这些汽车零部件具备较高的强度和良好的拉伸延展性。
结合表1和表4的内容可知，由于对比例1的碳含量超过0.3％，因此虽然在热冲压加热保温和冷却的过程中所产生的马氏体硬度较高，然而塑性却不够，使得对比例1的伸长率仅为12.9％。
结合表3和表4的内容可知，由于对比例2-2的Mn含量低，导致其奥氏体化温度较高(≥800℃)，而热冲压加热保温温度仅为780℃，未完全奥氏体化，马氏体体积分数不足，强度偏低，塑性也不足，因此采用对比例2-2制得的汽车零部件的抗拉强度仅为1280MPa，未能达到1500MPa级别。
结合表1、表3和表4内容可知，采用对比例2-1制得的汽车零部件的伸长率仅为7.2％，其远低于采用本案实施例制得的汽车零部件的伸长率。另外，对比例2-1的热冲压加热保温温度高达930℃，其所要需的热能消耗远远高于实施例的热能消耗。
图1显示了采用本发明实施例4-2的钢板制得的低温热冲压汽车零部件的微观组织。
从图1中可以看出，该汽车零部件的微观组织为马氏体+奥氏体+铁素体，其中，奥氏体的相比例约为15％(经XRD测量拉伸断裂后未相变奥氏体约为0.5％，故典型奥氏体的相比例约为14.5％)，马氏体的相比例约为80％，其余为铁素体，汽车用钢奥氏体的晶粒尺寸为0.2-3μm。
需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (21)

1.一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3％～7％，Al：0.01％～0.06％，P≤0.02％，S≤0.02％，N≤0.005％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外其化学元素含量还满足：24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥2，式中的C、Si、Mn和Al分别表示相应元素的质量百分比。
2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，其微观组织为马氏体。
3.如权利要求2所述的钢板，其特征在于，其抗拉强度≥1200MPa。
4.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，其微观组织为铁素体+奥氏体。
5.如权利要求4所述的钢板，其特征在于，其抗拉强度≥800MPa。
6.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，其化学元素还具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。
7.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Si含量为0.3％～1.5％。
8.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Mn含量为5％～7％。
9.一种低温热冲压汽车零部件，其采用如权利要求1-8中任意一项所述的钢板经过下述低温热冲压工艺制得：控制热冲压的加热保温温度为700～850℃，保温时间为2～10min。
10.如权利要求9所述的低温热冲压汽车零部件，其特征在于，所述热冲压工艺还包括：在加热炉中采用氮气保护进行加热保温，控制所述加热保温温度为700～850℃，所述保温时间为2～10min，以完成完全奥氏体化；然后将坯料放入热冲压模具中进行热冲压成形，热冲压保压时间为3～15秒，冲压力为300～1000吨；热冲压成形完成后，坯料在热冲压模具中冷却。
11.如权利要求9或10所述的低温热冲压汽车零部件，其特征在于，其抗拉强度≥1500MPa，且其伸长率≥15％。
12.如权利要求1-3,6-8中任意一项所述的钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧。
13.如权利要求12所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1100～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为750～900℃，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温。
14.如权利要求12所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，退火温度为550～850℃，时间不小于1h。
15.如权利要求12所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(6)中，冷轧压下率≥35％，冷轧后的钢板微观组织为马氏体。
16.如权利要求1,4-8中任意一项所述的钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧；
(7)退火。
17.如权利要求16所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1100～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为750～900℃，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温。
18.如权利要求16所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，退火温度为550～850℃，时间不小于1h。
19.如权利要求16所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(6)中，冷轧压下率≥35％。
20.如权利要求16所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(7)中，退火温度为400～750℃，退火时间不小于60s。
21.一种如权利要求1-8中任意一项所述的钢板的用途，其特征在于，所述钢板被用于生产低温热冲压汽车零部件。
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CN112813362A (zh) * 2020-12-14 2021-05-18 内蒙古科技大学 高强钢的制造方法及高强钢履带板

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