CN107354385A - 一种汽车用超高强热成形钢的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种汽车用超高强热成形钢的制备方法，属于高强钢技术领域。将冲压成形与低温贝氏体等温相结合，综合利用微合金细化、控轧控冷细化、预变形和低温贝氏体等温等细化技术，获得由无碳化贝氏体、少量的块状残余奥氏体和体积分数小于10％的马氏体组成的超细组织，其抗拉强度为1500～2200MPa，延伸率为10～20％。超高强钢的制备工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→裁剪→热冲压成形→低温贝氏体等温。热冲压成形时，首先将裁剪好的热轧板重新加热至Ac3+50℃奥氏体化，保温0.5～1h，而后立即移至热冲压设备上进行冲压成形，利用热冲压模具的快冷淬火作用，将过冷奥氏体冷却至Ms点之下并等温0.5～1min，迅速放入200～300℃的盐浴炉或电阻炉中等温4～6h，进行等温贝氏体转变，后取出空冷至室温。
Description
技术领域
本发明属于高强钢技术领域，涉及一种汽车用超高强热成形钢及制备方法。
背景技术
随着我国相关法律法规的完善以及人们对安全和环保意识的提高，汽车的节能减排和安全性能越来越受到重视，开发和应用高强钢和超高强钢，提高汽车安全性，降低汽车重量，实现汽车轻量化，降低油耗是现代汽车的发展趋势。超高强钢热冲压成形技术作为实现汽车轻量化的一种新形技术，以其重量轻、强度大、成形性能好且尺寸精度高的特点很好的满足了市场需求。热冲压成形工艺将热成形和淬火工艺结合在一起，在高温奥氏体区以较低的流变应力经过冲压成形获得无回弹的精确形状，从而得到超高强零件。热冲压成形件在未来钢质汽车(Future Steel Vehicle,FSV)计划中应用达11.1％，主要应用于前、后保险杠骨架以及A柱、B柱等重点部位，尤其在正面和侧面撞击时，可有效减少驾驶舱变形，保护驾乘人员的安全。
热冲压成形件通常采用低合金、含硼钢，如22MnB5、37MnB4。热成形后的显微组织为完全马氏体组织，屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1500MPa，总伸长率≥5％，强度和耐磨性好，尺寸精度高，能够进行复杂零部件加工，从一定程度上弥补了超高强钢板冷成形的不足。市场上商业用热冲压成形钢的强度级别一般为1500～1600MPa，总延伸率大于5％，若能进一步提高热冲压成形钢的强度和韧性对于汽车轻量化的发展有着重要的意义。
贝氏体钢具有较高的强度和良好的韧性，2002年西班牙Caballero和英国Bhadeshia等将0.98C～1.59Si～1.94Mn～1.33Cr～0.30Mo～0.02Ni～0.11V钢在低温下长时间等温(125℃等温29天/190℃等温14天)，得到一种超高强低温贝氏体，强度达2500MPa，硬度超过600HV，韧性大于30～40MPa·m1/2，其组织为超细结构的无碳化物贝氏体，片状贝氏体铁素体厚度仅20～40nm，板条间分布薄膜状残余奥氏体，这种组织的贝氏体称为纳米贝氏体，超细贝氏体或超级贝氏体钢。超级贝氏体钢具备优异的高强高塑的综合力学性能，是最具有发展前景的汽车用第三代先进高强钢之一。
超细贝氏体钢虽然拥有着优异的高强度与高韧塑性配合，但其加入了大量Cr、Mo、V等贵合金元素，大大提高了其冶炼成本，而且工艺流程的耗时冗长，其贝氏体转变需很长时间，少则几天，多则长达一月之久，制备时间过长，，对纳米贝氏体钢的扩展与发展非常不利，所以研究其加速工艺有利于大批量工业化生产的实现。因此国内外学者进行了大量研究，从细化原始奥氏体晶粒、预变形和马氏体预相变等方面研究超细贝氏体钢的相变加速技术。
研究表明通过Nb、V微合金化和控轧控冷可获得细小的原始奥氏体晶粒，晶粒细化使晶界密度提高，使得单位体积内奥氏体形核位置增多，加速转变速率。
合适温度下的预变形(ausforming)是研究最多、效果最好的加速技术。徐祖耀总结应力对钢中贝氏体相变的影响的研究进展，明确指出外加应力场增大贝氏体相变形核率，缩短等温孕育期。Gong W等也发现经与未形变的过冷奥氏体对比，形变后的过冷奥氏体转变为贝氏体的时间大大减少。专利CN103468906A公开了一种低温温轧制备2000MPa级纳米尺度贝氏体钢工艺。将经过热轧的钢板冷却到300～600℃进行单道次的低温轧制，位错密度的增加使其贝氏体相变的形核位置增加，存储的畸变能为长大提供了动力，使其在200℃保温3～6h即可获得转变完全的纳米贝氏体组织。
马氏体预相变加速技术为近年提出。实验发现淬火生成的马氏体的相变膨胀引起周围奥氏体位错密度以及应变场，可以明显缩短孕育期。
综上所述，超细贝氏体钢具备优异的综合力学性能，是最具有发展前景的汽车用第三代先进高强钢。成分设计和低温贝氏体相变加速技术是超细晶贝氏体钢的关键技术
发明内容：
本发明的目的在于提供一种汽车用超高强热成形钢及制备方法。
本发明针对超细贝氏体钢具有超高强度，无法采用普通成形方法，同时热冲压成形用钢的强度级别和塑性配合急需提高的问题，将热冲压成形与贝氏体等温转变结合，采用改进形的热冲压成形工艺生产超高强汽车零件，开发抗拉强度为1500～2200MPa，延伸率达10～20％的汽车用超高强热成形钢。
一种汽车用超高强热成形钢的制备方法，其特征在于：将热冲压成形与低温贝氏体等温相结合的制备工艺，综合利用微合金细化、控轧控冷细化、预变形和低温贝氏体等温综合细化技术，获得超细结构的微观组织；热成形钢的化学成分按质量百分比为：C:0.5～0.6％，Mn:0.5％～2％，Si:1.5～2.5％，Cr:1～3％，Al:1～2％，Nb:0.01～0.03％，B：0.001～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质，制备工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→裁剪→热冲压成形→低温贝氏体等温，获得不同厚度1.5～3mm的热轧板。
进一步的，热冲压成形时，首先将裁剪好的热轧重新加热至Ac3+50℃进行奥氏体化，保温0.5～1h，而后立即移至热冲压设备上进行冲压成形，利用热冲压模具的快冷淬火作用，将过冷奥氏体冷却至Ms以下5～10℃并等温0.5～1min，发生马氏体转变，产生体积分数小于10％的马氏体。随后将热冲压成形件迅速放入到200～300℃的盐浴炉或电阻炉中等温4～6h，进行等温贝氏体转变。然后取出空冷至室温，得到最终的产品。
进一步的，热轧板的超细结构的微观组织，由超细结构无碳化贝氏体、少量的块状残余奥氏体和体积分数小于10％的马氏体组成，这种超细结构无碳化物贝氏体呈板条状，由贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体组成，这种贝氏体铁素体板条的厚度小于100nm，长度小于10μm；利用细晶强化、贝氏体组织强化和相变增塑效应获得高强度和高塑性，其抗拉强度为1500～2200MPa，延伸率为10～20％。在本发明中，C的含量控制在0.5～0.6％，其主要原因为C元素能够显著的降低Ms点，增大Bs和Ms之间的温度差，确保获得超细结构的贝氏体铁素体。同时考虑焊接性能，适当降低碳含量，避免量过高引起脆性。
在本发明中，Mn的含量控制在0.5％～2％，其主要原因为Mn可降低Ms和Bs，提高钢的淬透性，同时Mn作为置换形合金元素，起到固溶强化的作用。但Mn含量过高，对相变迁移起到拖拽作用，降低贝氏体的相变驱动力，使低温贝氏体的转变速率降低。
在本发明中，Si的含量控制在1.5～2.5％，其主要原因为Si是钢中无碳化物析出元素，明显抑制脆性相碳化物的析出作用，增加组织中残余奥氏体的含量及其稳定性。但过高的Si含量会影响钢的热轧性能及表面镀覆性能，使表面产生较多的缺陷。
在本发明中，Cr的含量控制在1～3％％，其主要原因为Cr能够增加钢的淬透性，并可提高钢的硬度和耐磨性，使之具有较好的抗高温氧化性和耐氧化性介质腐蚀的作用。
在本发明中，添加少量的Nb，利用Nb微合金化作用实现凝固细化、控轧控冷细化。在高温下形成Nb的碳氮化物，连铸过程中增加凝固的晶核，细化凝固组织；热轧过程中，控制形变和动态再结晶，获得细小晶粒热轧带钢；热处理奥氏体化过程中能阻止奥氏体晶粒长大，得到细小的原始奥氏体晶粒。
在本发明中，添加了微量的B元素(0.001～0.005％)，提高钢的淬透性。
本发明所述的制备方法，具体步骤如下：
(1)按下述成分(质量百分比)冶炼，采用常规冶炼和连铸工艺，获得原料钢坯：C:0.5～0.6％，Mn:0.5％～2％，Si:1.5～2.5％，Cr:1～3％，Al:1～2％，Nb:0.01～0.03％，B：0.001～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质。
(2)将钢坯加热至1250～1300℃，在气氛保护条件下均匀化退火16h，以保证钢坯组织的均一性。而后在1200～1000℃热轧，获得不同厚度(1.5～3mm)的热轧板，根据成形零件的要求裁剪为合适尺寸，后空冷至室温。
(3)将裁剪好的热轧板重新加热至Ac3+50℃进行奥氏体化，保温0.5～1h，而后立即移至热冲压设备上进行冲压成形，将过冷奥氏体冷却至Ms点以下5～10℃并等温0.5～1min，发生马氏体转变，产生体积分数小于10％的马氏体。随后将热冲压成形件迅速放入到220～300℃的盐浴炉或电阻炉中等温4～6h，进行等温贝氏体转变。然后取出空冷至室温，得到最终的产品
本发明的有益效果：
(1)采用上述成分和成形方法后，可获得的汽车用热成形钢的微观组织由碳化贝氏体、少量的块状残余奥氏体和体积分数小于10％的马氏体组成。利用细晶强化、贝氏体组织强化和相变增塑效应获得高强度和高塑性，其抗拉强度为1500～2200MPa，延伸率为10～20％。本发明与传统的热冲压成形件相比，强度和延伸率都有所提高。
(2)针对超级贝氏体钢强度高，难以生成的问题，本发明采用改进形热冲压成形工艺解决超级贝氏体实际应用的技术瓶颈。
(3)通过对奥氏体进行热变形引入位错和形变带，使得转变后的贝氏体板条厚度变细，强度升高，同时发挥大量残余奥氏体的增塑效果，保证优异塑性。
(4)加速了贝氏体低温等温转变速度，低温贝氏体转变时间控制在4～6小时以内，满足工业生产的要求。
附图说明
图1为制备工艺示意图。
图2为本发明实例在光学显微镜下的组织图。
图3为本发明实例在扫描电镜的组织图。
具体实施方式
根据表1所给出的化学成分，经过真空感应加热炉中熔炼，浇铸成锻坯后锻造，将钢坯加热至1250℃，在气氛保护条件下均匀化退火16h。
表1为各成分的质量百分数
表1
热轧工艺为将钢坯加热到1250℃保温2h，在350mm两辊轧机上热轧6个道次，得到厚度为3mm左右的热轧薄板，总变形量为85％～90％，其开轧和终轧温度分别为1150℃和1000℃，后随炉冷至室温。
将热轧后的钢板在电阻炉中加热至900℃，保温0.5h，然后迅速转移到模具中进行热冲压成形，后放入215℃的盐浴炉中盐浴冷却，并等温60s，随后移入到280℃的盐浴炉保温5h；250℃的盐浴炉保温5h和6h。
所的热冲压成形件的力学性能如表2-4所示。在250℃等温淬火时，与保温6h的试样相比，保温5h的试样的抗拉强度和延伸率明显降低，且延伸率稍微高于10％。与250℃保温6h的试样相比，280℃的试样虽然延伸率很高，但是抗拉强度稍高于规定值(1500MPa)。
表2为热冲压成形件在250℃等温5h的力学性能
表2
表3为热冲压成形件在250℃等温6h的力学性能
表3
表4为热冲压成形件在280℃等温5h的力学性能
表4
Claims (3)
1.一种汽车用超高强热成形钢的制备方法，其特征在于：将热冲压成形与低温贝氏体等温相结合的制备工艺，综合利用微合金细化、控轧控冷细化、预变形和低温贝氏体等温综合细化技术，获得超细结构的微观组织；热成形钢的化学成分按质量百分比为：C:0.5～0.6％，Mn:0.5％～2％，Si:1.5～2.5％，Cr:1～3％，Al:1～2％，Nb:0.01～0.03％，B：0.001～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质，制备工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→裁剪→热冲压成形→低温贝氏体等温，获得不同厚度1.5～3mm的热轧板。
2.如权利要求1所述的汽车用超高强热成形钢的制备方法，其特征在于：热冲压成形时，首先将裁剪好的热轧重新加热至Ac3+50℃进行奥氏体化，保温0.5～1h，而后立即移至热冲压设备上进行冲压成形，利用热冲压模具的快冷淬火作用，将过冷奥氏体冷却至Ms以下5～10℃并等温0.5～1min，发生马氏体转变，产生体积分数小于10％的马氏体；随后将热冲压成形件迅速放入到220～300℃的盐浴炉或电阻炉中等温4～6h，进行等温贝氏体转变；然后取出空冷至室温，得到最终的产品。
3.如权利要求1或2所述的汽车用超高强热成形钢的制备方法，其特征在于：热轧板的超细结构的微观组织，由超细结构无碳化贝氏体、少量的块状残余奥氏体和体积分数小于10％的马氏体组成，这种超细结构无碳化物贝氏体呈板条状，由贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体组成，这种贝氏体铁素体板条的厚度小于100nm，长度小于10μm；利用细晶强化、贝氏体组织强化和相变增塑效应获得高强度和高塑性，其抗拉强度为1500～2200MPa，延伸率为10～20％。
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