CN107829037A

CN107829037A - 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及梯度力学性能控制方法

Info

Publication number: CN107829037A
Application number: CN201710835199.3A
Authority: CN
Inventors: 易红亮; 韩学飞; 王义斌; 高宪臣; 贺东方
Original assignee: DONGFENG (WUHAN) INDUSTRY Co Ltd; Northeastern University China
Current assignee: Dongshi Wuhan Industrial Co ltd; Jiangsu Yucaitang Automobile Body Technology Co ltd
Priority date: 2017-09-15
Filing date: 2017-09-15
Publication date: 2018-03-23
Anticipated expiration: 2037-09-15
Also published as: CN107829037B

Abstract

本发明提供了一种热冲压成形用钢板，其包含：0.3wt％‑0.5wt％的C、1.8wt％‑4.1wt％的Mn、1.5wt％‑2.5wt％的Al以及余量的Fe和不可避免的杂质。本发明还提供了一种热冲压成形构件，以及用于制备成形构件的梯度力学性能控制方法。本发明提供的热冲压成形构件有效满足车身不同区域需要差异化力学性能的需求，同时避免了传统形式上不同力学性能的钢板需要焊接等连接方法。

Description

热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及梯度力学性能控制方法

技术领域

本发明涉及一种热冲压成形用钢板、热冲压成形构件以及用于制备所述热冲压成形构件的梯度力学性能控制方法。

背景技术

面对日益严重的环境问题和能源问题，减少汽车排放造成的污染和节约能源越来越受到重视。而汽车轻量化是降低汽车燃油消耗的主要途径之一。有研究表明，汽车车身每减重100Kg，燃油消耗会降低6％-10％。高强钢被视为实现汽车轻量化的重要途径之一。而随着强度的提升，传统的冷冲压成形会造成回弹严重，成形困难，精度控制困难，成形磨具损耗严重等诸多困难。为解决上述问题，热冲压成形技术应运而生，材料经奥氏体化后，快速转移到模具中，保压淬火一段时间冲压成形后，得到均匀马氏体组织的超高强度钢件。高强钢热冲压成形后的零件抗拉强度可以达到1500MPa及以上，在节能减重的同时满足安全性需求，热成形技术已经成为汽车制造领域的前沿实用技术。

在汽车安全件应用中，不同区域会有不同的功能定位。有些区域必须具有高强度来防止侵入。例如，白车身上A柱、B柱、保险杠和车顶加强梁等部位需要部件具有较高强度来保护汽车驾驶室不会受碰撞变形。然而有些区域需要材料具有较高的延伸率，来确保汽车发生碰撞时，尽可能的吸收能量。所以有些汽车构件需要差异化力学性能，来满足不同的功能定位。而且在保证不同部件连接时，也需要钢板强度不要过高造成连接困难。同时，控制强塑性分布可以降低成形零件切边及打孔难度，减少昂贵的激光切割设备投入和时间投入。

专利CN 104525676 B公开了一种硼钢钢管的气胀热成形分段强化工艺。此专利是为适应汽车零件不同部分需要不同强度和塑性需求而发明的一种用于热成型钢管。首先将钢管加热到奥氏体温度区间，热成形分段强化模具包括上模座和下模座分别对应热成形钢管的硬区和软区。进行硬区和软区成形，淬火后得到的机械性能为：硬区的强度最高达1500MPa，延伸率5％左右；软区的强度最高只能达600MPa，延伸率为15％。

专利CN 106424280 A公开了一种高强钢热成形差异化力学性能分布柔性控制方法。为实现不同位置差异化的力学性能，此发明采用表面涂覆耐高温涂料的方法。在涂有涂料的位置区域吸热效率较高，所以在相同时间内，此区域首先完成奥氏体化，而没有涂覆涂料的区域组织由于吸热效率较低还没有完成奥氏体化，处于两相区之间。这样涂覆涂料的区域淬火下来得到马氏体组织，而其他区域主要得到铁素体，珠光体的复杂组织。该方法得到的产品的最终的力学性能：涂覆材料的硬区强度只能达到1532MPa，延伸率7％；软区强度过低，只有490MPa。

发明内容

针对现有技术的状况，本发明的目的在于提供一种热冲压成形用钢板、热冲压成形构件以及用于制备所述热冲压成形构件的梯度力学性能控制方法。热冲压成形用钢板。

本发明提供的热冲压成形用钢板包含0.3wt％-0.5wt％的C、1.8wt％-4.1wt％的Mn、1.5wt％-2.5wt％的Al以及余量的Fe和不可避免的杂质。

根据本发明的实施方式，所述热冲压成形用钢板由0.3wt％-0.5wt％的C、1.8wt％-4.1wt％的Mn、1.5wt％-2.5wt％的Al以及余量的Fe和不可避免的杂质组成。

根据本发明的实施方式，在所述热冲压成形用钢板中，C的含量为0.35wt％-0.45wt％，例如0.36wt％、0.37wt％、0.38wt％、0.39wt％、0.40wt％、0.41wt％、0.42wt％、0.43wt％、0.44wt％等。

根据本发明的实施方式，在所述热冲压成形用钢板中，Mn的含量为2.5wt％-3.5wt％，例如2.5wt％、2.6wt％、2.7wt％、2.8wt％、2.9wt％、3.0wt％、3.1wt％、3.2wt％、3.3wt％、3.4wt％等。

根据本发明的实施方式，在所述热冲压成形用钢板中，Al的含量为1.8wt％-2.2wt％，例如1.85wt％、1.90wt％、1.95wt％、2.0wt％、2.05wt％、2.10wt％、2.15wt％等。

根据本发明的实施方式，所述热冲压成形用钢板不包含选自Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、Cu、Ni和B中的一种或多种。优选地，所述热冲压成形用钢板中不含有Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、Cu、Ni和B。

根据本发明的实施方式，所述热冲压成形用钢板进一步包含以下成分中的至少一种：0.001wt％-5wt％Cr、0.001wt％-2.0wt％Mo、0.001wt％-2.0wt％W、0.0001wt％-0.4wt％Ti、0.0001wt％-0.4wt％Nb、0.0001wt％-0.4wt％Zr、0.0001wt％-0.4wt％V、0.0005wt％-2wt％Cu、0.0005wt％-3.0wt％Ni和0.0001wt％-0.005wt％B。通过这些成分中至少一种与上述基本成分的组合，能进一步确保冲压构件的高强韧性配比。

本发明基于中碳低锰的成分设计，附加一定的Al取代传统贝氏体钢中Si元素。换句话说，本发明中优选不含有Si。碳和锰都是强奥氏体稳定元素，均能降低钢的奥氏体转变开始温度点和马氏体转变开始温度点。碳除了能够确保一部分固溶强化的同时，还能存在于奥氏体中作为稳定残余奥氏体的一个重要因素。残余奥氏体的稳定性对钢材的塑性有很大提高，在变形过程中发生TRIP效应，奥氏体转变为马氏体，提高材料的强度和延性。并且中碳成分的碳应用在汽车车身构件中，理论上是可以焊接的，避免了高碳成分钢种焊接困难的障碍。Mn的作用主要在于提高钢材的淬硬性，方便生产线的温度控制。同时在贝氏体转变时，能够抑制贝氏体粘连，使贝氏体板条更加精细，有利于提高钢材强韧性。Al的作用能够加快贝氏体反应速度，这样有利于缩短热冲压保温时间。同时，Al的添加能够增加残余奥氏体中的含碳量，进而增加残余奥氏体稳定性，进一步提高材料的延性。而且Al由于是低密度元素，对材料的轻量化也有一定帮助。但是Al的含量不易过高，首先Al会扩大两相区，高Al含量会提高奥氏体化温度，不利于生产。同时，高Al的添加容易在钢材铸造过程中产生缺陷。发明人发现，Al的含量最好在1.8-2.2wt％，优选1.9-.2.1wt％，例如2.0wt％，能够取得各方面的最佳组合。

本发明还提供了一种热冲压成形构件，其由本发明所述的热冲压成形用钢板制备而成，优选采用梯度力学性能控制方法制备而成。

根据本发明的实施方式，所述热冲压成形构件包括软区组织和硬区组织，以体积百分含量计，其中所述软区组织由13％-23％的残余奥氏体、20-40％的贝氏体以及余量的马氏体组成；所述硬区组织包括大于95％的马氏体，0％-4％的奥氏体以及0％-1％的碳化物，。

本发明进一步提供了一种用于制备本发明所述的热冲压成形构件的梯度力学性能控制方法，包括以下步骤：

步骤1)，提供所述的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件；

步骤2)，将所述的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件加热到850-975℃，优选900-950℃，更优选920-930℃；

步骤3)，将步骤2)加热后的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件转移到具有分梯度保温装置的模具中进行保压保温，以得到具有软区和硬区的成形构件。

根据本发明的实施方式，将步骤2)加热后的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件保温2-10分钟，优选5-7分钟再实施步骤3)。

根据本发明的实施方式，步骤3)中，用于形成软区的条件是在400℃-500℃，优选为420℃-480℃，更优选为430℃-470℃，进一步优选为440℃-460℃，最优选445-455℃，例如450℃的热冲压温度下保温一段时间，优选保温10-30秒；用于形成硬区的条件是直接淬火冷却，优选冷却速度大于10℃/s，更优选大于12℃/s。

根据本发明的实施方式，进一步包括将所述成形构件空冷至室温，然后模拟涂装工艺，优选在160-180℃保温20-40分钟。

根据本发明的方法最终得到的成形构件的机械性能：硬区抗拉强度≥1700MPa，A₅₀(即延伸率)≥4％；软区抗拉强度≥1250MPa，A₅₀≥14％。

根据一个实施例，所述用于制备成形构件的热冲压成形方法包括如下步骤：1)提供上述钢板或其预成形的构件；2)将所述钢板或其预成形的构件加热到925℃并保温5-7分钟；3)将加热后的钢板或其预成形的构件转移到具有分梯度保温装置的模具中进行保压保温以得到成形构件，其中软区热冲压温度需保持在450℃，保温10-30s；硬区则是直接淬火冷却，冷却速度大于10℃/s即可；4)冲压成形后，将所述成形构件空冷至室温即可；5)将冲压后的成形构件模拟涂装工艺，即170℃保温30分钟。最终得到的成形构件的机械性能：硬区抗拉强度≥1700MPa，A₅₀(即延伸率)≥4％；软区抗拉强度≥1250MPa，A₅₀≥14％。

根据本发明的热冲压成形工艺(即梯度力学性能控制方法)，热冲压温度与本领域的传统温度(600-800℃)相比大幅降低，节约热能，降低与高温淬火配套的设备成本。此外热冲压后，由于基于上述成分材料淬透性较好，空冷下即可得到大量马氏体组织。同时，钢板在400℃-500℃的温度区间进行热冲压过程中可以实现一定量的贝氏体相变提升材料的延伸率，并且冲压保温时间较短(10-30s)，这使得冷却控制方法能够更灵活，简化生产工艺，降低成本。

本发明的热冲压成形构件可用于汽车安全结构件，尤其适用于需要差异化力学性能的部件，硬区可以达到较高强度，防止汽车在碰撞后发生溃缩，而软区由于较好的延性可以吸收大量能量，最为重要的是软区的强度在不牺牲延伸率的同时，能够达到1250MP，相比于传统的600MPa有较大提升。同时，所述成形构件的应用也不仅仅局限于汽车领域，也可用于要求材料具有高强韧性的其他领域。

根据本发明的技术方案，至少能获得以下优点：

1、本发明的热冲压成型构件的硬区力学性能：强度达到1700MPa，延伸率A₅₀≥4％。相比于传统的分段强化热成型钢的1500MPa抗拉强度，强度提升。、软区力学性能：强度达到1250MPa，延伸率A₅₀≥14％。传统的分段强化热成型钢的600MPa左右抗拉强度，强度大幅度提高，并且延伸率能和传统分段强化热成型钢保持一致。

2、相比于其他热冲压钢种的工艺，基于本发明的钢板成分设计和热冲压工艺，在冲压后不用进一步的回火处理，只需要配合汽车车身涂装生产线即可得到相似或者更好的力学性能。有利于简化生产工艺和节约能源。

3、本发明的热冲压工艺所需要的热冲压温度较低，能够有效避免磨具的损耗和能源消耗严重的问题。

附图说明

图1显示了根据本发明的优选实施例ISP4和ISP8试样的拉伸曲线。

图2显示了根据本发明的优选实施例ISP4试样的显微组织。

图3显示了根据本发明的优选实施例ISP8试样的显微组织。

图4显示了根据本发明的优选实施例ISP4和ISP8试样的残余奥氏体XRD图谱。

具体实施方式

下面将参考实施例更详细的描述本发明。实施例旨在解释本发明的示例性的实施方式，并且本发明不限于这些实施例。

本发明的化学成分(以重量百分比计)限定的原因如下：

C：0.3％-0.5％

碳通过间隙固溶的方式，对钢的强度起着重要作用，并且碳元素属于廉价元素，所以被广泛使用。而且，随着碳含量的增加，A_C3的温度也会随之降低，这为后续钢材的众多热处理工艺节约能源。但是碳含量过高也会带来很多问题，其中在汽车行业最为棘手的便是焊接性能下降，并且过高的碳含量会使钢板强度提升，随后续钢板的冲压成形工艺造成诸多困难。为此本发明设定碳含量的上限为0.5％。同时为了保证在贝氏体转变期间能有较多的碳富集到奥氏体中，使奥氏体变得更加稳定，碳含量的下限定为0.3％。优选值为0.35％-0.45％。

Mn含量在1.8％-4.1％

锰是奥氏体稳定元素，能够扩大奥氏体相区，降低A_C3温度。锰元素还能够强烈抑制氏体向铁素体转变，所以能够提高钢的淬透性。所以将锰含量下限定为1.8％。但是过高的锰含量会减弱钢的抗腐蚀能力，降低焊接性能，并且在淬火过程中容易形成孪晶马氏体降低钢的塑性。因此锰的上限定为4.1％。优选值为2.5％-3.5％。

Al含量在1.5％-2.5％

Al是本发明的重要元素。首先能够使To(相同成分的奥氏体和铁素体具有相同自由能的温度)曲线右移，其次就是加快贝氏体相变速度，最后Al还能在贝氏体相变期间抑制渗碳体的生成。首先，熟悉材料相变领域的研究者都认为，贝氏体相变发生的同时会向周围的奥氏体排碳，当周围的奥氏体中集聚的碳触碰到To曲线所对应的碳含量是，贝氏体反应便会停止，这就是人们共识的贝氏体“不完全转变现象”。而奥氏体中碳含量的高低对于其能否存在于室温下有着至关重要的作用，如果贝氏体反应后，奥氏体中的碳足够多，就能够使奥氏体在室温下保持稳定状态，这对后续材料的在发生形变时产生TRIP效应有重要帮助，也是TRIP钢提高材料塑性的重要方法之一。右移To曲线能够在相同温度下贝氏体反应停止时，奥氏体中所能容纳的碳含量提高，这对提高材料室温状态下残余奥氏体的含量由重要作用。其次，Al的添加能够有效提高贝氏体反应速度，钢板在贝氏体相变温度区间内进行热冲压操作，如果贝氏体相变速度越快，对于提高生产效率，节能减排，降低生产成本有很大益处。同时Al和Si一样在渗碳体中溶解度极低，所以在贝氏体相变时，能够有效抑制渗碳体的生成。渗碳体被认为是一种硬脆相，一般存在于材料中会导致材料的塑性急剧下降。因此本发明把Al含量下限定为1.5％。但是由于Al能够提升马氏体相变开始温度和全奥氏体化温度，同时过多的Al会在连铸时阻塞喷嘴，增加连铸的困难。因此把Al的上限定为2.5％。优选值为1.8％-2.2％。

Cr、Mo、W：2.0％以下

Cr、Mo、W提高钢的淬透性可有效提高钢的强度。Cr能使组织均匀，增加回火稳定。Cr是碳化物形成元素，能够通过固溶强化的方式提高钢的强度，而且Cr在奥氏体中扩散速度慢，阻碍碳的扩散，因为提高了奥氏体的稳定性。此外，即使在由于在高温成形过程中与模具不稳定接触而使钢板冷却不充分的情况下，由于Mo和W带来的提高的淬透性，钢仍可有合适的强度。大于2.0％的情况下，也不能获得额外的效果，反而会增加成本。因本发明钢已有一定量的Mn，已具备较高的淬透性，为降低成本，优选可以不必另外添加Mo、W。

Ti、Nb、Zr、V：0.2％以下

Ti、Nb、Zr、V作用相似，能够细化晶粒，提高强度。Ti、Nb、Zr、V浓度过低起不到作用，而高于2.0％会增加额外成本。因此本发明优选可不添加Ti、Nb、Zr、V。

Cu、Ni：0.4％以下

Cu能够提高钢的强度和韧性，并且能偶耐大气腐蚀。但是Cu的含量超过2.0％会导致加工性能极具恶化，同时也会增加额外成本。Ni能够提高强度和韧性，浓度过低起不到作用，但如果浓度大于2.0％，势必造成成本增加。本发明优选可不添加Cu、Ni。

B：0.005％以下

B在奥氏体晶界处偏析，能偶阻碍铁素体的形核，这样可提高钢的淬透性。但作用不是很明显，而且本发明已经有Mn的添加来提升钢的淬透性，为降低成本，所以本发明优选可不添加B。

实施例

下面描述以本发明钢板进行的试验。

表一为试验钢成分，其中IS代表钢的类型，CS代表对比用钢类型，其中各试验钢中均不包含Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、Cu、Ni和B。对试验钢在1200℃保温10h进行均质处理，表面祛除脱碳层后，放入1200℃加热炉中保温0.5-2h进行热轧成热轧板，热轧至3mm，热轧后直接放入600℃加热炉中模拟卷取，随炉冷却至室温。热轧板经酸洗后进入冷轧工艺，冷轧至1.8mm。

表1试验钢的化学成分

编号	C	Mn	Al
				IS1	0.34	3.04	1.5
IS2	0.34	3.04	2.0
				IS3	0.34	3.04	2.5
IS4	0.34	1.80	2.0
				IS5	0.34	4.1	2.0
IS6	0.3	3.04	2.0
				IS7	0.5	3.04	2.0
CS1	0.62	3.03	2.0
				CS2	0.15	3.1	2.2
CS3	0.35	6	2
				CS4	0.35	5.1	4.8
CS5	0.34	3.05	-

说明：表1中每个组分的单位wt％，并且剩余百分数由Fe和其他不可避免的杂质组成。

下面将描述成形构件的制造方法。首先将钢板加热到925℃保温5-7min。随后将钢板迅速刚入冲压模具中成形，其中软区热冲压温度需保持在400-500℃，保温保压10-30s，硬区则是直接淬火至室温，冷却方法包括模具内冷却，空冷，热水或者冷水冷却，其他冷却等。此时成形构件的以体积计的微观组织包括：软区组织为13％-23％的残余奥氏体，20-40％的贝氏体，其他为马氏体。所述硬区组织包括大于95％的马氏体，0％-4％的奥氏体以及0％-1％的碳化物。

钢板的加热和热处理试验

将热轧板或者冷轧板放在电阻式箱式炉中完成加热和保温试验。具体试验工艺见表2，其中IS代表钢的类型，ISP代表样品编号，CS代表对比用钢类型，CSP代表对比用钢试验编号。

表2不同的热处理工艺

钢板在经上述热处理工艺后得到力学性能如表3所示。其中每一个ISP的力学性能都是相同类型的钢板在同一热处理条件下3个重复试验的平均值。

表3各热处理工艺下的力学性能

注：YS表示屈服强度，取0.2％残余变形的应力值为屈服强度；TS表示抗拉强度；TE表示总延伸率。

表3中拉伸试样为标距50mm的ASTM标准拉伸试样；拉伸力学性能测试的应变速率为5×10^-4s^-1。

从表3的力学性能数据可知，具有本发明的钢板，通过本发明的热处理方式能够获得强度和延伸率特别优异的成形构件，满足差异化力学性能。最优力学性能：硬区强度可以实现屈服强度1220MPa，抗拉强度1776MPa，延伸率6.1％；软区屈服强度可以实现789MPa，抗拉强度1271MPa，延伸率14.2％。

图1给出了ISP4和ISP8号试样的拉伸曲线，其屈服强度，抗拉强度，延伸率满足本发明要求，并且本发明的钢不存在屈服平台和吕德斯带。从图2的微观组织可以看出，本发明ISP8号样品为几乎由马氏体组织构成，而从图3的微观组织可以看出，本发明ISP4号样品为贝氏体和马氏体的混合组织。图4表示了本发明ISP4和ISP8样品的XRD图谱，经计算ISP4样品奥氏体体积分数为18.3％，ISP8奥氏体体积分数为几乎为0。

上述实施例为本发明的典型实施例，在不脱离本文所公开的发明构想的情况下，本领域的技术人员可对上述实施例做出各种修改，而不脱离本发明的范围。

Claims

1.一种热冲压成形用钢板，包含0.3wt％-0.5wt％的C、1.8wt％-4.1wt％的Mn、1.5wt％-2.5wt％的Al以及余量的Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，所述热冲压成形用钢板由0.3wt％-0.5wt％的C、1.8wt％-4.1wt％的Mn、1.5wt％-2.5wt％的Al以及余量的Fe和不可避免的杂质组成。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，所述热冲压成形用钢板中，C的含量为0.35wt％-0.45wt％；Mn的含量为2.5wt％-3.5wt％；和/或，Al的含量为1.8wt％-2.2wt％。

4.根据权利要求1或3所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，所述热冲压成形用钢板不包含选自Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、Cu、Ni和B中的一种或多种，优选所述钢不包含Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、Cu、Ni和B。

5.一种热冲压成形构件，其由根据权利要求1-4中任一项所述的热冲压成形用钢板制备而成，优选采用梯度力学性能控制方法制备而成。

6.根据权利要求5所述的热冲压成形构件，其特征在于，所述热冲压成形构件包括软区组织和硬区组织，其中所述软区组织由13％-23％的残余奥氏体，20-40％的贝氏体以及余量的马氏体组成；所述硬区组织包括大于95％的马氏体，0％-4％的奥氏体以及0％-1％的碳化物。

7.一种用于制备权利要求5或6所述的热冲压成形构件的梯度力学性能控制方法，包括以下步骤：

步骤1)提供权利要求1-4中任一项所述的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件；

步骤2)将所述的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件加热到850-975℃，优选900-950℃，更优选920-930℃；

步骤3)将步骤2)加热后的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件转移到具有分梯度保温装置的模具中进行保压保温，以得到具有软区和硬区的成形构件。

8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，将步骤2)加热后的热冲压成形用钢板或由其预成形的构件保温2-10分钟，优选5-7分钟再实施步骤3)。

9.根据权利要求7或8所述的方法，其特征在于，步骤3)中，用于形成软区的条件是在400℃-500℃，优选为420℃-480℃，更优选为430℃-470℃，进一步优选为440℃-460℃，最优选445-455℃，例如450℃的热冲压温度下保温一段时间，优选保温10-30秒；和/或用于形成硬区的条件是直接淬火冷却，优选冷却速度大于10℃/s，更优选大于12℃/s。

10.根据权利要求7-9中任一项所述的方法，其特征在于，进一步包括将所述成形构件空冷至室温，然后模拟涂装工艺，优选在160-180℃保温20-40分钟。