CN110423953B

CN110423953B - 一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法

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Publication number: CN110423953B
Application number: CN201910773262.4A
Authority: CN
Inventors: 晋家春; 崔磊; 谷海容; 刘永刚; 詹华; 肖洋洋; 计遥遥; 王蕾
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2019-08-21
Filing date: 2019-08-21
Publication date: 2020-12-01
Anticipated expiration: 2039-08-21
Also published as: CN110423953A

Abstract

本发明公开了一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29‑0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5‑1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01‑0.06％，Nb：0.01‑0.06％，V：0.01‑0.06％，Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质；所述热成形构件的表层为软相的铁素体组织，内层为马氏体组织，晶粒尺寸≤10μm。采用低Si，低Mn，低Cr，无Ti，无B，加Mo的成分设计，结合TMCP、连续退火和热成形工艺，获得抗拉强度≥1800MPa级组织均匀的高韧性热成形钢，并且在制备的过程中通过制备工艺的控制在热轧之后得到15～25μm厚度的脱碳层从而提高热成形构件的冷弯性能。

Description

一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法

技术领域

本发明属于热成形钢技术领域，具体涉及一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法。

背景技术

汽车轻量化技术是适应现代汽车安全、节能、环保趋势的关键技术之一，目前越来越多的汽车车身零部件使用热成形技术(如：汽车保险杠、防撞梁、A柱、B柱、车门防撞杠等)。热成形技术是将成形与强化分为两个步骤生产超高强度汽车零部件的一种新工艺，生产的零件具有超高强度、成型精度高、无回弹等优点。

目前市场上广泛使用的热成形钢是1500MPa强度级别，随着汽车能耗及安全性能的法律法规越来越严苛，以及人们对汽车轻量化的研究不断深入，强度级别更高的热成形钢成为了研究热点。

在复杂的载荷条件下不仅要求热成形零件具有高强度，同时也需要良好的塑韧性。然而，由于热成形淬火后得到的全部为马氏体组织，强度非常高，但是韧性不足，其强度可达1800MPa以上，而延伸率只有4％左右，三点弯曲角度一般在50度以下。

热成形钢的强度增加主要依靠添加C、Mn等合金元素。然而强度增加的同时，相应的塑韧性会降低，评价热成形钢塑韧性的重要指标是三点弯曲性能(试验标准参考VDA238-100)。汽车用材料或零件冷弯性能(弯曲极限角度)不足会导致在车辆碰撞过程中零件容易出现过早脆断，无法有效吸收碰撞产生的能量，也不利于乘员安全。如何提高热成形钢的三点弯曲性能成了目前大家研究的重点内容之一。

发明内容

本发明的目的在于提供一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法，采用低Si，低Mn，低Cr，无Ti，无B，加Mo的成分设计，结合TMCP、连续退火和热成形工艺，获得抗拉强度≥1800MPa级组织均匀的高韧性热成形钢，并且在制备的过程中通过制备工艺的控制在热轧之后得到15～25μm厚度的脱碳层从而提高热成形构件的冷弯性能。

本发明采取的技术方案为：

一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Nb：0.01-0.06％，V：0.01-0.06％，Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质；所述热成形构件的表层为软相的铁素体组织，内层为马氏体组织，晶粒尺寸≤10μm。

进一步地，优选为包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29-0.33％，Si：0.18～0.26％，Mn：0.80～1.10％，P：≤0.010％，S：≤0.003％，Cr：0.17～0.22％，Al：0.042～0.048％，Nb：0.032～0.038％，V：0.033-0.036％，Mo：0.08～0.14％，其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明还提供了所述的抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：冶炼、连铸、热轧、酸洗、退火、切边、热成形。

进一步地，所述热轧工艺中，铸坯在加热炉中进行加热，加热时间为120min～180min，空燃比为0.8～1.0；铸坯出炉温度为1200～1230℃。

所述热轧工艺中，精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器，保证热轧带钢板形均匀，且沿宽度方向组织均匀；热轧卷边部厚度减薄区域宽度控制在单边25mm内，以确保因边部减薄造成的边部不均匀脱碳区域能在后续切边工序切除；

终轧温度870～920℃，在此温度下进行终轧可保证带钢过层流冷却段后能够冷却至目标卷取温度；

采用前段层流冷却，使得带钢在进卷取机之前完成相变，从而消除塌卷风险；并在层流冷却段采用侧喷(气体)处理，消除带钢上表面层流冷却积水，从而保证带钢上下表面冷却均匀，降低不均匀脱碳的风险；

卷取温度600～680℃，确保卷取后在冷却过程中均匀脱碳，且在该温度范围内进行卷取；卷取后得到的热轧卷脱碳层厚度为5～15μm；热轧卷的金相组织为铁素体+珠光体或者铁素体+球状珠光体，晶粒尺寸≤10μm。热轧卷厚度≤2.5mm。

所述退火工艺中，可采取连续退火或者罩退。

进一步地，对于连退生产的厚度1.6～2.5mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为780-820℃，退火时时间为4min～8min，炉内露点控制在-5℃～-30℃；对于连退生产的厚度＜1.6mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为750-800℃，退火时间为6min～12min，炉内露点控制在-5℃～-30℃；退火炉内气氛控制为：H₂含量5％～10％，N₂含量90％～95％。

对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为650℃～690℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段10h～15h，氢气吹扫设定为：炉内温度≤600℃时，吹扫量为＞15m³/h，炉内温度＞600℃时，氢气吹扫量≤10～15m³/h。

所述热成形工艺中，加热温度800℃-1000℃，优选为880℃-930℃，加热温度不能＜880℃，否则加热过程中基体组织无法完全奥氏体化，从而在淬火过程中无法获得完全马氏体组织，进而无法保证成形后零件强度。加热温度不能＞930℃，否则会加重表层脱碳，从而影响部件强度。

加热时间2-5min；在上述加热温度范围，加热时间不能＜2min，否则无法完全奥氏体化。加热时间不宜超过5min，否则部分晶粒会异常长大，且加热时间越长脱碳层厚度越大，从而影响部件强度。

转移时间≤10s；转移时间超过10s后，会出现铁素体+珠光体等组织转变，导致最终零件组织中马氏体含量不足，从而达不到力学性能要求，且转移时间＞10s，会影响生产节奏。

保压时间4-10s；保压时间不宜＜4s，否则零件出模具温度较高，在空气中冷却时会导致零件冷却变形，保压时间不宜＞10s，否则会影响生产节奏。

冷却速度：≥25℃/s，保证零件成形后基体组织为完全的马氏体组织。

所述热成形工艺中，加热炉内通N₂保护，N₂气压＞1Pa，N₂比例＞99.9％，炉内露点≤-45℃。

按照上述工艺得到的热成形构件的脱碳层厚度为10～25μm。

构件出模具后进行激光切割处理。

与现有技术相比，本发明具有以下优点：

1)通过在提高C含量的基础上，复合添加Cr、Nb、V、Mo等合金元素，C的添加主要使热成形后强度满足Rm≥1800MPa；合金元素的添加，一方面扩大奥氏体相区，降低奥氏体化温度；另一方面，细化晶粒，获得组织均匀细小的基体；再者，合金元素在原材料制备及热成形过程中充分析出，获得弥散细小分布的析出物，从而改善抗延迟开裂性能；

2)对于连退产品，在设定的露点范围内，脱碳层深度随退火温度的升高而增加，且退火之前热轧卷的组织为均匀的铁素体+珠光体组织，力学性能为：屈服强度为350MPa～500MPa，抗拉强度为500MPa～700MPa，延伸率≥15％。

3)对于罩退产品，热轧卷组织为均匀的铁素体+球状珠光体组织，力学性能为：屈服强度为310MPa～450MPa，抗拉强度为400MPa～650MPa，延伸率≥20％。

4)热成形后零件屈服强度＞1250MPa，抗拉强度为＞1800MPa，延伸率A₈₀≥4.5％，冷弯角大于等于60°。

5)热轧卷的脱碳层厚度为5～15μm，热成形后脱碳层厚度控制在10μm～25μm。

6)由于表层脱碳后组织为软相的铁素体组织，而非硬质的马氏体组织，因此在成形过程中会降低模具磨损，增加模具使用寿命，同时在焊接时会提高焊接电极的使用寿命。

附图说明

图1为实施例1热轧后的基体组织，为铁素体+珠光体；

图2为实施例1退火后的热轧卷的基体组织，为铁素体+珠光体；

图3为实施例1热轧后的热轧卷的表层组织，脱碳层厚度为8.3μm；

图4为实施例1热冲压成形后表层组织，脱碳层厚度为14μm；

图5为实施例3热冲压后表层组织，脱碳层厚度为24μm。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明进行详细说明。

各实施例中的所述抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件的化学成分及重量百分比如表1所示。

表1钢板化学成分(wt％)及对应热成形后力学性能

各实施例中的所述抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件采用以下步骤制备：冶炼、连铸、热轧、酸洗、退火、切边、热成形。

其中，热成形之前的制备工艺参数及性能分别如表2、3所示，热成形工艺参数及性能分别如表4、5所示。

表2热成形之前的制备工艺参数

表3热成形前钢板或钢带的性能

表4热成形工艺参数

表5热成形后力学性能

从上述数据可以看出，按照本发明的方法制备得到的热成形构件在具有良好韧性的同时具有良好的冷弯性能。

上述参照实施例对一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29-0.35%，Si：≤0.5%，Mn：0.5-1.5%， P：≤0.020%，S：≤0.010%，Cr：≤0.50%，Al：0.01-0.06%，Nb：0.01-0.06%，V：0.01-0.06%，Mo：≤0.5%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述热成形构件的表层为软相的铁素体组织，内层为马氏体组织；

所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件的制备方法，包括以下步骤：冶炼、连铸、热轧、酸洗、退火、切边、热成形；

所述热成形工艺中，加热温度800℃-1000℃，加热时间2-5min；转移时间：≤10s；保压时间4-10s；冷却速度：≥25℃/s；

所述热成形工艺中，加热炉内露点≤-45℃。

2.根据权利要求1所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29-0.33%，Si：0.18~0.26%，Mn：0.80~1.10%， P：≤0.010%，S：≤0.003%，Cr：0.17~0.22%，Al：0.042~0.048%，Nb：0.032~0.038%，V：0.033-0.036%，Mo：0.08~0.14%，其余为Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，所述热轧工艺中，铸坯在弱氧化性气氛的加热炉中进行加热，加热时间为120min~180min，空燃比为0.8~1.0；铸坯出炉温度为1200~1230℃。

4.根据权利要求1所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，所述热轧工艺中，精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器；热轧卷边部厚度减薄区域宽度控制在单边25mm内；终轧温度870~920℃；采用前段层流冷却；卷取温度600~680℃；卷取后得到的热轧卷脱碳层厚度为15~25μm。

5.根据权利要求1所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，所述退火工艺中，采取连续退火或者罩退火。

6.根据权利要求5所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，对于连退生产的厚度1.6~2.5mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为780-820℃，退火时时间为4min~8min，炉内露点控制在-5℃~-30℃；对于连退生产的厚度＜1.6mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为750-800℃，退火时间为6min~12min，炉内露点控制在-5℃~-30℃；退火炉内气氛控制为：H₂含量5%~10%，N₂含量90%~95%。

7.根据权利要求5所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为650℃~690℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段10h~15h，氢气吹扫设定为：炉内温度≤600℃时，吹扫量为＞15m³/h，炉内温度＞600℃时，氢气吹扫量≤10~15 m³/h。

8.根据权利要求1所述的抗拉强度1800 MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件，其特征在于，所述热成形工艺中，加热炉内通N₂保护，N₂气压＞1Pa，N₂比例＞99.9%。