CN111235483A - 铌钒复合微合金化热成形钢及其生产、热冲压成形方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种铌钒复合微合金化热成形钢及其生产、热冲压成形方法，该铌钒复合微合金化热成形钢的化学成分重量百分比为：C：0.23‑0.29；Si：0.2‑1.0；Mn：1.0‑2.5；P≤0.020；S≤0.010；Al：0.02‑0.06；Cr：0.2‑1.0；B：0.001‑0.003；Ti：0.01‑0.03；Nb和V均为0.03‑0.08；N≤30ppm，余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明钢板的制备工艺流程由炼钢、铸坯、热轧、酸洗和冷轧各道工序组成。本发明钢板经热冲压成形后得到的零件，其基体具有超细晶粒、强塑性、冲击韧性、抗弯曲性、抗断裂性、抗氢致延迟断裂性优异的特点，可显著提高热成形零件产品的抗碰撞侵入及吸能性能，并降低其氢致延迟断裂风险。

Description

铌钒复合微合金化热成形钢及其生产、热冲压成形方法

技术领域

本发明属于材料以及材料制备领域，具体涉及一种具有高弯曲高抗氢致延迟断裂性能的铌钒复合微合金化热成形钢及其生产、热冲压成形方法。

背景技术

轻量化是集先进结构、材料、制造工艺于一体的综合技术领域，其中材料是实现汽车轻量化的基础。目前，为在轻量化基础上同时确保车辆具有高的安全性，当前国内外汽车用钢强度级别逐年提升，典型如DP钢、TRIP钢、Q&P钢、TWIP钢、纳米贝氏体钢、马氏体钢等。在强度超过1000MPa后，均存在冲压成形回弹严重、成形性差等问题，难以制备复杂形状汽车零部件，尽管诸如Q&P钢、TWIP钢、纳米贝氏体钢、中锰钢等通过高合金元素设计或者特殊工艺改善其成形性，但是存在制备难度高、工艺过程复杂、成本高等缺点，均未在国内汽车制造业实现规模化应用。为此不得不努力寻找一种易于实施的超高强度汽车零部件生产工艺。热成形技术通过简单合金成分设计，将高温成形与淬火强化相结合，能获得1500MPa强度级别零部件，完美解决超高强与良好成形性之间的矛盾，已成为当前国内外各大汽车厂商实现车型轻量化的主要途径之一。

热成形技术在欧美地区起步较早，技术成熟度较高，从材料开发、工艺过程、设备集成、性能测评等方面均达到较高水平，形成了一批实力雄厚的热成形配套厂商，并较早的实现了在汽车行业内的应用。其中欧美系车热冲压件应用相对较多，大众、福特、通用、宝马、奔驰、沃尔沃等知名汽车厂商代表车型上均较大比例应用了超高强度热成形零件(一般质量占比约15％，沃尔沃部分车型热成形零件质量占比已超过40％)，日韩系车热冲压件应用相对较少。此外，针对工艺发展，传统主要采用的是等厚、等强度板热成形方法，近年来诸如轧制差厚板、激光拼焊板、补丁板、板料定制加热、局部烘烤硬化软化等新型热成形工艺方法也逐步实现应用。国内最早从2000年左右开始发展热成形技术，截至目前全国共计拥有约50条热成形生产线，其中大部分为进口。为缩短与国外先进水平间的差距，近10年国内也相继开展了热成形技术的国产化研究。随着近年来国内外汽车轻量化技术持续发展，并伴随着汽车碰撞安全法规日趋严格，对于热成形钢而言在现有性能水平基础上为满足更高服役性能要求，亟待解决以下关键技术问题。

1)氢致延迟断裂性能。汽车安全与轻量化需求使1000MPa以上超高强钢应用越来越广泛，强度越高则氢脆敏感性越高，汽车零件的延迟断裂严重危及驾乘人员的安全。超高强钢延迟断裂主要是可扩散氢与应力共同作用的结果。因此改善超高强钢氢致延迟断裂性能的基本出发点应该为：一方面要尽量降低钢中的氢含量；另一方面是在基体中形成有效的氢陷阱“捕获”可扩散氢。

2)碰撞服役工况下的断裂韧性。热成形零件作为安全构件，在车辆事故中往往将承受强烈的瞬时冲击力，从安全性考虑，一般需要零件基体应具有足够高的强度及足够优异的韧性以满足最大限度保护乘客的要求，而淬火马氏体组织具有强度有余而韧塑性不足特点，具体体现为材料或零件冷弯性能(弯曲极限角度)普遍不足，这会导致在车辆碰撞过程中热成形件易发生脆断，无法有效吸收碰撞能量，不利于乘员安全。因此为提升热成形零件碰撞性能，亟待进一步提升其原材料强韧性。

基于上述分析，当前为实现热成形技术在汽车上的成熟应用，亟待解决零件延迟断裂、提升冷弯性能两大共性技术问题。

国内类似发明专利对比如下：

1)中国专利200810112020.2一种热成形马氏体钢，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.10～0.33％，Si：0.50～2.30％，Mn：0.50～2.00％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，Al：0.015～0.060％，O：≤0.002％，N：0.002～0.008％，其余为Fe及不可避免的不纯物。其抗拉强度为1300MPa～1700MPa，延伸率高于15％，主要通过添加0.50～2.30％的Si，在热成形工序中马氏体转变前采用缓冷工艺获得一定量残余奥氏体的方法，提高断后延伸率。然而此方法热成形时工艺控制难度大，缓冷工艺使生产效率降低，同时残余奥氏体的存在也限制了应用。

2)中国专利201110269388.1一种汽车用高韧性热成形钢板的热处理方法，其成分质量百分比为：C：0.20～0.40％，Si：0.10～0.50％，Mn：1.0～2.0％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Nb：0.02～0.06％，Ti：0.01％～0.05％，Cr：0.1～0.5％，B：0.001～0.005％，Al：0.01～0.1％，N：≤0.01％，其余为Fe及不可避免杂质。热成形钢板在冲压成形后放入退火炉内；在100～500℃范围内，进行1～10min的回火处理，将回火后的钢板取出后再空气中自然冷却至室温。该发明在传统热成形钢的基础上，通过回火的方法消除钢板快速冷却产生的内应力和软化马氏体组织，进而改善高强韧性钢的韧性，但其强度也有较为明显的降低，且生产效率及成本较高。

3)中国专利201110259342.1一种双相热成形钢的制备方法，该钢的主要化学成分质量百分比为：：C：0.10～0.50％，Si：0.30～2.50％，Mn：1.0～3.0％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Al：1.0～3.0％，N：≤0.01％，余量为Fe及不可避免杂质；制造方法为：首先根据化学成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热，加热温度为1200～1250℃，保温0.5～1.5小时，终轧温度为800～900℃，卷取温度为600～700℃；热成形工艺为：加热温度为750～850℃，保温3～8min，以大于40℃/s的速度冷却至室温，主要通过设置热成形工艺的加热温度为780～850℃，进而使得热成形钢处于奥氏体和铁素体对应的两个相区，快冷即可获得铁素体和马氏体构成的双相组织。通过此方法虽然使得成形后的钢板塑性增加，但强度大幅降低。

4)中国专利201410209907.9汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法，该钢的主要化学成分质量百分比为：C：0.18～0.30％，Si：≤0.30％，Mn：1.00～1.60％，P：≤0.015％，S：≤0.0020％，Nb：0.02％～0.10％，Mo：0.15％～0.40％，V：≤0.10％，W：≤0.40％，Ti：0.02％～0.06％，Cr：0.10～0.30％，B：0.0005～0.0040％，Al：0.020～0.060％，N：≤0.004％，O：≤0.003％，余量为Fe及不可避免杂质；制造方法为：首先根据化学成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热至1100～1250℃，保温2.8～4小时，精轧温度控制在820～890℃，卷取温度为540～650℃，然后再进行冷轧退火处理。热成形工艺为：加热至奥氏体化温度，保温，以大于40℃/s的速度模淬至小于等于200℃。该方法通过加入大量的合金元素，细化晶粒，从而提高热成形钢的塑韧性。但是，大量的合金元素加入大大增加了材料的制造成本；同时，这种热成形钢是在传统热成形钢的基础进行的改进，主要还是通过添加B元素来提高淬透性，但是B元素的添加给钢材的控制生产带来了一定的难度。

5)中国专利201310672918.6一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢，其化学成分按重量百分比为C0.18～0.28％，Si0.05～0.50％，Mn0.20～0.90％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr0.20～1.50％，Mo0.01～0.30％，B0.0006～0.0030％，Al0.010～0.100％，余量为Fe及不可避免的其它杂质元素；其制备方法在炼钢、铸坯、热轧、酸洗和冷轧工序结束后经过热冲压成形工序，才能制备而成；金相组织为全马氏体。本发明热冲压成形用钢具有细晶粒、抗氧化、低的临界冷速等特点，可以在无保护气氛条件下正常使用，其性能满足热冲压成形板抗氧化性能和热冲压成形构件强度要求。此项专利也为本发明申报单位前期成果，其突出优势还在于良好的抗高温氧化性能，前期经本发明申报单位前期测试该钢种在抗弯性能、冲击性能、抗氢致延迟断裂性能方面相比于本发明钢种有一定差距，且相比于本发明钢种的成本更加昂贵，因此本发明钢种更具性价比优势。

6)中国专利201710169429.7一种高韧性热成形钢及其生产方法，其化学成分重量百分比为：C：0.1～0.25；Si：0.1～0.5；Mn：1.0～2.0；P：≤0.020；S：≤0.010；Al：0.01～0.06；Cr：0.1～0.5；Nb：0.01～0.06，余量为Fe和不可避免的杂质。还涉及所述高韧性热成形钢的生产方法，生产工艺采用炼钢→热轧→酸轧→连退。所制成的钢板在具有高强度的同时也有良好的抗弯曲性能。该钢种为铌微合金化热成形钢，相比下本发明钢种强调将铌和钒相复合应用，其在抗氢致延迟断裂性能方面主要依靠铌的晶粒细化作用促进氢在基体中的分布弥散化予以保证，而本发明钢种在细化组织基础上，更通过在淬火冷却过程中在基体晶粒内析出钒的第二相，其可作为强氢“陷阱”，捕获基体中的自由可扩散氢，与细化组织效应相匹配，因此在抗氢致延迟断裂性能方面更具优势。

7)中国专利201710560144.6一种汽车用超高强热成形钢的制备方法，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。此专利合金元素偏高、制备工艺非常复杂，在汽车行业内推广有难度。

8)中国专利201910549605.9一种热冲压成形用钢及其热成形方法，该发明钢中含有：C：0.11％～0.30％，Si：0.19％～0.35％，Mn：0.80％～1.9％，P≤0.010％，S≤0.010％，Als：0.015％～0.06％，Cr：0.21％～0.50％，Nb：0.03％～0.07％，Mo：0.11％～0.25％，Ni≤3.0％，Ca：0.0004％～0.006％并且含有以下元素中的一种或多种，Ti：0.046％～0.060％，B：0.0004％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。铸坯加热温度1100～1250℃，开轧温度1050～1200℃，终轧温度≥850℃，卷曲温度500～700℃，冷轧压下率≥65％。奥氏体化温度900～950℃，保温3～8min；空冷时间4～8s；淬火冷却速度≥20℃/s，淬火水温40～60℃。成品钢板厚度1.0～2.0mm，钢板的抗拉强度≥1500MPa，延伸率≥6％。该钢种同样，在价格方面优于Mo、Ni等贵重金属元素的摄入，在性价比方面是个问题。

9)中国专利201710030911.2一种抗拉强度≥2000MPa的热成形钢的制备方法，该发明钢化学成分以质量百分比计为：C 0.3％～0.5％，Si 1.2％～1.7％，Mn1.4％～2.0％，Al0.01％～0.07％，Cr≤1.5％，P≤0.008％，S≤0.005％，B 0.001％～0.01％，Ti 0.05％～0.1％，Nb0.01％～0.08％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；采用冶炼、热轧、冷轧、罩式退火得到热成形钢，本发明奥氏体化淬火后，屈服强度Rp0.2＝1000MPa～1200MPa，抗拉强度Rm≥2000MPa，延伸率A50＝8％～9％；采用罩式退火工艺，将热成形前的基料强度降至屈服强度424MPa～588MPa，抗拉强度616MPa～760MPa，延伸率A50提高至17.3％～20.4％，大大降低了热成形前进行形状裁剪和切削加工过程中由于强度太高造成的开卷困难，开卷断带，剪切落料脆裂，边部应力过高，损坏剪切加工刀刃等问题。此专利钢材热成形后强塑性优异，但是涉及热成形前的罩式退火预处理，且硅含量偏高，增加了该钢种制备及其热成形的工艺流程复杂性及难度。

10)中国专利201710934696.9一种降低1500MPa薄板热成形钢氢致滞后开裂的方法，将1500MPa级热成形钢放入在带有氮气保护气氛的加热炉内加热到900～950℃时保温180～300s进行奥氏体化；然后置于带有控温装置的模具内进行冲压热处理成形，淬火冷却速度为20～40℃/s、并控制模具温度使钢板淬火温度在350～400℃之间温度下保温30～300秒，然后水淬至室温。通过在热成形过程中特殊的热处理工艺，使得最终获得的组织不是单一的马氏体而是马氏体和一定量的残余奥氏体，奥氏体含量在6～12％，既不降低材料的抗拉强度，又极大地提高了材料的延伸性，拥有更高的强塑积，并且还有较好的抗氢致滞后开裂的性能。此专利从理论层面完全是合理的，但是方法过于繁琐，目前还难以应用于实际汽车大规模生产中。

11)中国专利201811050163.5热成形钢板和提高热成形钢板的延伸率的方法，该发明热成形钢板化学成分为：C0.18-0.23％，Si0.10-0.25％，Mn 1.0-1.3％，P≤0.015％，S≤0.01％，Ti0.01-0.05％，B0.0010-0.0035％，Cr0.10-0.30％，La0.0015-0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明加入稀土La、优化轧制和缓冷处理工艺，获得了一种高强高延伸率的钢板新材料，但稀土元素的添加也为该类钢的工业化推广增加了难度。

发明内容

本发明提供一种铌钒复合微合金化热成形钢，以解决目前钢材氢致延迟断裂性能和冷弯性能较低的问题。

根据本发明实施例的第一方面，提供一种铌钒复合微合金化热成形钢，其化学成分重量百分比为：C：0.23-0.29；Si：0.2-1.0；Mn：1.0-2.5；P≤0.020；S≤0.010；Al：0.02-0.06；Cr：0.2-1.0；B：0.001-0.003；Ti：0.01-0.03；Nb和V均为0.03-0.08；N≤30ppm，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

根据本发明实施例的第二方面，提供一种上述铌钒复合微合金化热成形钢的生产方法，生产工艺采用转炉冶炼→连铸→热轧→冷轧→连退和罩退；

加热出炉温度控制在1150℃～1250℃；

终轧温度控制在850℃～950℃；

卷取温度：550℃～700℃；

轧制压下率：50％～70％；

退火温度：700℃～850℃。

在一种可选的实现方式中，所述转炉冶炼之前还包括铁水预处理：采用专用保护渣，要求前后扒渣；

所述转炉冶炼：出钢进行脱氧合金化；同时加强出钢挡渣操作。

在另一种可选的实现方式中，所述转炉冶炼之后，所述连铸之前，还包括：氩站，进行强搅操作对钢包顶渣初步还原。

在另一种可选的实现方式中，在所述连铸之前，还包括LF炉精炼：出站前保证喂钙线Ca含量控制在0.0030～0.0050％；

RH炉精炼：真空度在300pa以下保持时间12min以上。

在另一种可选的实现方式中，所述连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上20～40℃，采用专用保护渣；二次冷却采用弱冷制度。

在另一种可选的实现方式中，所述连铸：采用原料精华筛选、RH精炼脱气和铸坯缓冷脱氢技术进行脱氢。

在另一种可选的实现方式中，所述连铸和热轧采用热装工艺，所述热轧采用低温卷取工艺。

根据本发明实施例的第三方面，提供一种上述铌钒复合微合金化热成形钢的热冲压成形方法，将所述铌钒复合微合金化热成形钢置于加热炉中加热到870-970℃条件下，经保温3-6分钟，使之完全、均匀奥氏体化；在8-15秒内将高温态钢板由加热炉中取出，转移至专用热成形模具中进行热冲压成形及淬火一体化处理，经模具淬火快冷至200℃以下出模，模具温度控制在室温至200℃范围内，使钢材或零件基体为全马氏体组织。

本发明的有益效果是：

1、本发明为解决当前热成形零件存在的韧性不足及高氢致延迟断裂敏感性两大共性技术问题，基于国内外应用最广泛的22MnB5热成形钢合金成分系列，通过材料热力学理论计算结合钢种小样制备条件下的组织性能验证，提出在原22MnB5成分基础上分别添加对应量的Nb和V元素，基于高温及淬火冷却过程中将Nb第二相粒子的晶粒细化效应及V第二相粒子的沉淀强化效应相结合，起到提升钢材强韧性的作用，NbV复合微合金化设计为高性能热成形零件的服役性能提升创造了先决条件。而项目所确定的微合金成分添加范围，综合考虑了钢材性能开发需求，冶金实施难易程度及钢材成本等多方面，因此项目新开发微合金热成形钢种不仅具有性能优势，也具有较高的性价比；

2、本发明钢材不增加碳、硅、锰等元素条件下，仅添加微量的钒，即增加了淬透性，不仅降低了钢材的临界冷却转变速率，拓宽了热冲压成形加热工艺参数窗口，且优于淬透性提升导致热冲压零件淬火“软区”现象得以消除，提升了零件的整体强度及工业化量产的零件成品率；

3、本发明铌钒复合微合金化热成形钢经上述热冲压成形处理后，基体屈服强度为1000-1200MPa、抗拉强度为1500-1700MPa、断后延伸率为8-10％；基体为板条束尺寸4-10μm的淬火马氏体组织；本发明钢种通过铌和钒的复合微合金化成分设计，基于铌的组织细化及铌钒的第二相淬火析出效应相结合，全面提升材料的综合服役性能；7层叠片样品冲击总功≥50J，显著高于传统热成形钢22MnB5的35-45J水平；基于德国汽车工业协会标准VDA238-2017测试，极限尖冷弯角在去脱碳层条件下达到约65-70°，显著高于22MnB5的50-55°；对比基于仿真及试验得出的三维断裂模型，本发明钢种在所有复杂应力状态下的断裂极限应变值均大于22MnB5，以上展示出了更为优异的抗碰撞侵入及防断裂性能；此外，本发明钢种的氢脆敏感指数、氢致延迟断裂抗力、自由氢扩散系数均低于22MnB5，且在0.9倍抗拉强度弯曲载荷条件下经0.5mol/L HCL水溶液浸泡300小时不发生开裂，展示出了优异的氢致延迟断裂抗力。

附图说明

图1是本发明22MnB5NbV和传统22MnB5的淬火前后微观组织的对比；

图2是本发明22MnB5NbV淬火后基体中的Nb\V第二相粒子示例；

图3是本发明22MnB5NbV和传统22MnB5淬火态条件下的冷弯性能对比试验数据；

图4是本发明22MnB5NbV和传统的22MnB5淬火态条件下的叠片冲击试验对比数据；

图5是本发明22MnB5NbV和传统的22MnB5淬火态条件下的三维断裂曲线对比；

图6是本发明22MnB5NbV和传统的22MnB5的淬透性数据对比；

图7是本发明22MnB5NbV和传统的22MnB5热成形后零件不同部位的显微硬度试验数据对比。

图8为本发明22MnB5NbV和传统的22MnB5热成形后零件的三点静压性能测试现场工况。

图9是本发明22MnB5NbV和传统的22MnB5热成形后零件的高速台车碰撞现场工况。

具体实施方式

为了使本技术领域的人员更好地理解本发明实施例中的技术方案，并使本发明实施例的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合附图对本发明实施例中技术方案作进一步详细的说明。

在本发明的描述中，除非另有规定和限定，需要说明的是，术语“连接”应做广义理解，例如，可以是机械连接或电连接，也可以是两个元件内部的连通，可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接相连，对于本领域的普通技术人员而言，可以根据具体情况理解上述术语的具体含义。

本发明新钢种铌钒复合微合金化热成形钢的化学成分的重量百分比设定为：C：0.23-0.29；Si：0.2-1.0；Mn：1.0-2.5；P≤0.020；S≤0.010；Al：0.02-0.06；Cr：0.2-1.0；B：0.001-0.003；Ti：0.01-0.03；Nb和V均为0.03-0.08；N≤30ppm，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明高抗弯曲高抗氢致延迟断裂性能热冲压成形用钢的化学成分的限定理由如下：

碳C：0.23～0.29％：钢中最经济、最基本的强化元素，固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，其屈服强度和抗拉强度会得到大幅提升，但提高C含量会降低其塑性、冲击韧性和焊接性能，不同热冲压成形构件对材料强度和韧性要求有差异，因此具体碳含量根据构件对性能的要求(设定为1500-1700MPa范围)决定。根据淬火马氏体强度与碳含量的关系最终确定本发明C含量控制在C0.23～0.29％。

硅Si：0.2～1.0％：能溶于铁素体和奥氏体中提高显著提高钢的屈服及和抗拉强度，且有助于钢材的脱氧。Si含量太低脱氧不完全，Si含量过高会导致钢材的塑性、可焊性、钢板轧后表面质量、且增加钢材表面的脱碳敏感性从而降低热成形后的零件整体强度。因此，本发明中针对Si含量的控制范围为0.2～1.0％。

锰Mn：1.0～2.5％：良好的脱氧剂和脱硫剂，一定量的Mn能消除或减弱由于硫所引起的钢的热脆性，改善钢的热加工性能。Mn还是扩大奥氏体区的元素，使γ区下移，降低Ar3温度，增大奥氏体过冷度，因而提高了晶粒的细化程度。同时Mn能有效的降低脆性转变温度，但Mn含量升高会降低钢的抗氧化性，同时对钢的连铸质量、成品钢板的焊接性能不利。因此本发明中基于发挥Mn正面作用，并适应于工业化量产角度出发，设定其含量控制在1.0～2.5％。

铬Cr：0.20～1.00％：提高钢的淬透性的重要元素，固溶到奥氏体中提高奥氏体的稳定性，有助于提高钢的淬透性获得马氏体组织。因此，对于热冲压成形用钢而言需添加较高的Cr提高淬透性，进而提高钢的强度；且Cr含量在0.20％以上时，表层可形成致密的Cr2O3氧化膜，防止进一步氧化，可改善钢的耐腐蚀性能进而有利于提高钢材的抗氢致延迟断裂性能，而Cr含量超过1.0wt％后其提高淬透性的作用逐渐减弱。因此本发明中Cr含量控制在0.20～1.0％。

硼B：0.001-0.003％：B对钢的影响主要是提高淬透性，只须加入极微量就会有明显的影响，淬透性可以成倍的提高，从而可以节约其它昂贵的金属元素。同时，B可以提高材料的高温强度。但B的含量超过一定数值后(大约为0.0030％)淬透性保持不变。因此本发明中针对B含量范围控制在0.001-0.003％。

铌、钒：0.03-0.08％：铌的作用主要是高温奥氏体状态下，防止奥氏体产生粗化，从而有利于获得细小的淬火马氏体组织。一般铌对晶粒细化的作用大约≥0.03％条件下方可起到显著的作用，但是超过约0.08-0.10％以后，其细化晶粒的作用不再明显，且可能会影响到钢材的淬透性，因此本发明钢种的铌含量设定为0.03-0.08％。针对钒的作用主要是提升材料淬透性，且在淬火冷却过程中，其会在晶粒内部以纳米级第二相形式析出，除产生一定的沉淀强化效果外更重要的是钒的纳米第二相能够起到对基体中自由扩散氢元素的有效捕获作用，从而有利于提高钢材的氢致延迟断裂敏感性，考虑到钒的成本，本发明设定钒含量同样为0.03-0.08％。

钛：0.01-0.03％：钛的主要作用是其与N、O都有极强的亲和力，与S的亲和力比Fe强。因此，它是一种良好的脱氧去气剂和固定N的有效元素，避免B与N结合形成BN，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显的作用。此外，钛本身也是极强的细化晶粒元素。但钛含量过高容易形成粗大碳氮化物，恶化材料性能。因此本发明中钛含量控制在0.01-0.03％。

铝Al：0.02-0.06％：铝是钢中常用的脱氧剂，同时添加适量的Al能够细化晶粒，改善钢材的强韧性能，太低的Al含量脱氧效果不明显，太高的Al含量会产生夹杂。但过量添加时，将使非金属夹杂物粗化而使伸长率变差，影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能。因此本发明中Al含量控制在0.02-0.06％。

磷P：≤0.020％、硫S：≤0.010％：磷和硫是钢中的有害杂质元素，原则上应尽量降低其含量。因此本发明钢的P≤0.020％、S≤0.010％。

氮N：N≤30ppm：对于热成形钢而言，硼对提高材料的淬透性可谓至关重要，若氮含量偏高，则易生成BN，从而降低B对淬透性的作用，因为针对热成形钢中的氮，应越低越好，因此，本发明设定钢中的氮≤30ppm。本发明在不增加碳、硅、锰等元素条件下，仅添加微量的钒，即增加了淬透性，不仅降低了钢材的临界冷却转变速率，拓宽了热冲压成形加热工艺参数窗口，且优于淬透性提升导致热冲压零件淬火“软区”现象得以消除，提升了零件的整体强度及工业化量产的零件成品率。

本发明新钢种铌钒复合微合金化热成形钢的生产方法如下：

生产工艺采用转炉冶炼→连铸→热轧→冷轧→连退和罩退，关键工序参数控制范围如下：

1)加热出炉温度控制在1150℃～1250℃；

2)终轧温度控制在850℃～950℃；

3)卷取温度：550℃～700℃；

4)轧制压下率：50％～70％；

5)退火温度：700℃～850℃。

转炉冶炼之前还包括铁水预处理：采用专用保护渣，要求前后扒渣；

1)所述转炉冶炼，出钢进行脱氧合金化；同时加强出钢挡渣操作。

2)所述转炉冶炼之后，所述连铸之前，还包括：氩站，进行强搅操作对钢包顶渣初步还原。

3)在所述连铸之前，还包括LF炉精炼：出站前保证喂钙线Ca含量控制在0.0030～0.0050％；

4)RH炉精炼：真空度在300pa以下保持时间12min以上。

5)所述连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上20～40℃，采用专用保护渣；二次冷却采用弱冷制度。

6)所述连铸：采用原料精华筛选、RH精炼脱气和铸坯缓冷脱氢技术进行脱氢。

7)所述连铸和热轧采用热装工艺。

8)所述热轧采用低温卷取工艺。

本发明新钢种铌钒复合微合金化热成形钢的热冲压成形方法如下：

将所述铌钒复合微合金化热成形钢置于加热炉中加热到870-970℃条件下，经保温3-6分钟，使之完全、均匀奥氏体化；在8-15秒内将高温态钢板由加热炉中取出，转移至专用热成形模具中进行热冲压成形及淬火一体化处理，经模具淬火快冷至200℃以下出模，模具温度控制在室温至200℃范围内，使钢材或零件基体为全马氏体组织。本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢经热冲压成形处理后，基体屈服强度为1000-1200MPa、抗拉强度为1500-1700MPa、断后延伸率为8-10％；基体为板条束尺寸4-10μm的淬火马氏体组织；本发明钢种通过铌和钒的复合微合金化成分设计，基于铌的组织细化及铌钒的第二相淬火析出效应相结合，全面提升材料的综合服役性能；7层叠片样品冲击总功≥50J，显著高于传统热成形钢22MnB5的30-40J水平；基于德国汽车工业协会标准VDA 238-2010测试，极限尖冷弯角在去脱碳层条件下达到约65-70°，显著高于22MnB5的50-55°；对比基于仿真及试验得出的三维断裂模型，本发明钢种在所有复杂应力状态下的断裂极限应变值均大于22MnB5，以上展示出了更为优异的抗碰撞侵入及防断裂性能；此外，本发明钢种的氢脆敏感指数、氢致延迟断裂抗力、自由氢扩散系数均低于22MnB5，且在0.9倍抗拉强度弯曲载荷条件下经0.5mol/L HCL水溶液浸泡300小时不发生开裂，展示出了优异的氢致延迟断裂抗力。

在一个实施例中，钢板的热冲压成形工艺参数条件可以为：

1)热冲压成形加热温度范围：930℃。

2)保温时间：5min。

3)出炉转移时间：8-9s。

4)出模温度：≤100-150℃。

按照上述实施获得的新钢种22MnB5NbV的化学成分如表1。

表1新钢种22MnB5NbV的化学成分(wt％重量百分比)

将本发明开发的22MnB5NbV和传统的22MnB5进行淬火前后的微观组织对比试验，可以看出，22MnB5NbV淬火前的奥氏体组织(图1(a))明显细于22MnB5(图1(b))。淬火后，22MnB5NbV基体中的板条马氏体束长度为4-10μm(图1(c)，也明显细于22MnB5(图1(d))。更细的马氏体组织，实现了本发明钢种韧性的提升，并有利于通过促进基体中的氢元素分布弥散化，降低钢材的氢致延迟断裂敏感性。

由图2可以看出：本发明开发的22MnB5NbV钢材，其淬火后基体中具有一定量的铌和钒的第二相粒子，其中铌的第二相一般沿原奥氏体晶界部位析出，为高温条件下已经存在；而钒的第二相沿原奥氏体晶粒内板条马氏体束内析出，这些粒子的尺度大部分在10nm以下，这些粒子的存在均可作为高能的氢“陷阱“，进一步起到降低钢材氢致延迟断裂敏感性的作用。

本发明开发的22MnB5NbV，其基本力学性能如表2。

表2新钢种22MnB5NbV的力学性能

基于德国汽车工业协会标准VDA 238-2010，将本发明开发的22MnB5NbV和传统的22MnB5进行冷弯性能试验，对比其试验数据，从图3中可以看出，传统的22MnB5难以满足国外知名车企认证要求(对于钢材无脱碳层的极限尖冷弯角，奔驰要求≥60°、宝马要求≥65°)，而本发明中22MnB5NbV在无脱碳层条件下的极限尖冷弯角可实现100％大于65°，在65-70°范围内，而传22MnB5热成形钢仅为50-55°。

将本发明开发的22MnB5NbV和传统的22MnB5进行7层叠片冲击性能试验，对比其试验数据，从图4中可以看出：22MnB5NbV样品的冲击总功≥50J，显著高于传统热成形钢22MnB5的35-45J水平。

将本发明开发的22MnB5NbV和传统的22MnB5(淬火态)进行不同复杂应力状态下的断裂性能仿真分析及试验验证，建立了三维断裂模型，如图5可以看出：淬火条件下22MnB5NbV的三维断裂曲面高于22MnB5，即22MnB5NbV不论在各种复杂应力状态下的抗断裂性能均优于22MnB5。

将本发明开发的22MnB5NbV和传统的22MnB5(淬火态)进行不同方式的氢致延迟断裂性能测评对比，如表3可以看出：22MnB5NbV的氢脆敏感指数、氢致延迟断裂抗力、自由氢扩散系数均低于22MnB5，且在0.9倍抗拉强度弯曲载荷条件下经0.5mol/L HCL水溶液浸泡300小时不发生开裂，22MnB5在12小时内即出现开裂，结果表明22MnB5NbV展示出了更为优异的氢致延迟断裂抗力。

表3 22MnB5NbV和22MnB5氢致延迟断裂性能对比

将本发明开发的22MnB5NbV和传统的22MnB5进行淬透性测试对比，如图6可以看出：22MnB5NbV具有更高淬透性。如图7可以看出：采用22MnB5NbV热成形得到的零件，其4#、7#、10#三个侧壁部位(也是难以淬透的部位)的显微硬度均显著高于22MnB5，说明采用22MnB5NbV钢更加有利于消除一般热成形钢应用过程中出现的淬火“软区“现象，更有利于提升热成形零件的整体强度，提升零件的成品率。

测试了22MnB5NbV与22MnB5两种钢材的淬火马氏体转变临界冷却速率，前者为15℃/s，后者为33℃/s，可以看出：22MnB5NbV由于钒的添加增加了淬透性，降低了淬火马氏体转变临界冷却速率，从而淬火得到全马氏体的难度降低，拓宽了热成形前的加热工艺参数窗口，具有更强的工业化量产工艺适应性。

如图8，对22MnB5NbV与22MnB5两种钢材热成形后获得的零件，进行了三点静压对比，如表4可以看出：在相同静压试验条件下22MnB5NbV钢零件从初始阶段到出现开裂加载压头的位移量为82mm，显著高于22MnB5的65mm，体现了更为优异的抗碰撞吸能性能。

表4两种钢热成形零件的三点静压性能试验结果对比

如图9，对22MnB5NbV与22MnB5两种钢材热成形后获得的零件，进行了高速台车碰撞对比，如表5可以看出：在相同碰撞试验条件下碰撞后22MnB5NbV钢零件不同部位的侵入量峰值均低于22MnB5钢B柱，体现了更为优异的抗碰撞侵入性能。

表5两种钢热成形零件的高速台车碰撞性能试验结果对比

由上述实施例可见，本发明为解决当前热成形零件存在的韧性不足及高氢致延迟断裂敏感性两大共性技术问题，基于国内外应用最广泛的22MnB5热成形钢合金成分系列，通过材料热力学理论计算结合钢种小样制备条件下的组织性能验证，提出在原22MnB5成分基础上分别添加对应量的Nb和V元素，基于高温及淬火冷却过程中将Nb第二相粒子的晶粒细化效应及V第二相粒子的沉淀强化效应相结合，起到提升钢材强韧性的作用，NbV复合微合金化设计为高性能热成形零件的服役性能提升创造了先决条件。而项目所确定的微合金成分添加范围，综合考虑了钢材性能开发需求，冶金实施难易程度及钢材成本等多方面，因此项目新开发微合金热成形钢种不仅具有性能优势，也具有较高的性价比。

本领域技术人员在考虑说明书及实践这里公开的发明后，将容易想到本发明的其它实施方案。本申请旨在涵盖本发明的任何变型、用途或者适应性变化，这些变型、用途或者适应性变化遵循本发明的一般性原理并包括本发明未公开的本技术领域中的公知常识或惯用技术手段。说明书和实施例仅被视为示例性的，本发明的真正范围和精神由下面的权利要求指出。

应当理解的是，本发明并不局限于上面已经描述并在附图中示出的精确结构，并且可以在不脱离其范围进行各种修改和改变。本发明的范围仅由所附的权利要求来管制。

Claims (9)

1.一种铌钒复合微合金化热成形钢，其特征在于，其化学成分重量百分比为：C：0.23-0.29；Si：0.2-1.0；Mn：1.0-2.5；P≤0.020；S≤0.010；Al：0.02-0.06；Cr：0.2-1.0；B：0.001-0.003；Ti：0.01-0.03；Nb和V均为0.03-0.08；N≤30ppm，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

2.一种权利要求1所述的铌钒复合微合金化热成形钢的生产方法，其特征在于，生产工艺采用转炉冶炼→连铸→热轧→冷轧→连退和罩退；

加热出炉温度控制在1150℃～1250℃；

终轧温度控制在850℃～950℃；

卷取温度：550℃～700℃；

轧制压下率：50％～70％；

退火温度：700℃～850℃。

3.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，所述转炉冶炼之前还包括铁水预处理：采用专用保护渣，要求前后扒渣；

所述转炉冶炼：出钢进行脱氧合金化；同时加强出钢挡渣操作。

4.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，所述转炉冶炼之后，所述连铸之前，还包括：氩站，进行强搅操作对钢包顶渣初步还原。

5.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，在所述连铸之前，还包括LF炉精炼：出站前保证喂钙线Ca含量控制在0.0030～0.0050％；

RH炉精炼：真空度在300pa以下保持时间12min以上。

6.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，所述连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上20～40℃，采用专用保护渣；二次冷却采用弱冷制度。

7.根据权利要求2或6所述的生产方法，其特征在于，所述连铸：采用原料精华筛选、RH精炼脱气和铸坯缓冷脱氢技术进行脱氢。

8.根据权利要求7所述的生产方法，其特征在于，所述连铸和热轧采用热装工艺，所述热轧采用低温卷取工艺。

9.一种权利要求1所述的铌钒复合微合金化热成形钢的热冲压成形方法，其特征在于，将所述铌钒复合微合金化热成形钢置于加热炉中加热到870-970℃条件下，经保温3-6分钟，使之完全、均匀奥氏体化；在8-15秒内将高温态钢板由加热炉中取出，转移至专用热成形模具中进行热冲压成形及淬火一体化处理，经模具淬火快冷至200℃以下出模，模具温度控制在室温至200℃范围内，使钢材或零件基体为全马氏体组织。

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