CN111321341A - 一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111321341A
CN111321341A CN201911219922.0A CN201911219922A CN111321341A CN 111321341 A CN111321341 A CN 111321341A CN 201911219922 A CN201911219922 A CN 201911219922A CN 111321341 A CN111321341 A CN 111321341A
Authority
CN
China
Prior art keywords
equal
less
temperature
steel
percent
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201911219922.0A
Other languages
English (en)
Inventor
刘永刚
晋家春
王蕾
崔磊
周世龙
詹华
李子涛
谷海容
肖洋洋
刘阳
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Maanshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN201911219922.0A priority Critical patent/CN111321341A/zh
Publication of CN111321341A publication Critical patent/CN111321341A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明公布了一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18‑0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5‑1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01‑0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明通过成分和工艺优化，改善无镀层热成形钢原材料的表面状态，为后续热成形零件的制备提供一种良好的热成钢，改变钢板表面粗糙度来降低高温摩擦系数，从而改善高温成形性能。

Description

一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其 制备方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，涉及一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法。
背景技术
随着热成形技术的不断发展，热冲压成形钢用量也在日益增加。目前市场上广泛使用的热成形钢按照镀层状态分为带镀层产品，和无镀层产品。
对于镀层板产品，在热成形过程中无需炉内保护气氛，且镀层的存在使得其在热成形过程具有良好的抗高温氧化性能，热成形后无需抛丸涂油处理，因此得到很多主机厂的青睐；然而，由于Al-Si镀层热成形钢受专利限制，职能依赖进口，因此原材料成本非常高。现阶段各大主机厂均面临的很大的成本压力，因此，大部分主机厂依然会选择使用无镀层产品，无镀层热成形钢产品在热成形过程中不可避免的会发生表面氧化，表面氧化不利于零件成形，同时氧化皮的存在对磨具磨损较为严重，且热成形后需要抛丸处理；因此，对于无镀层热成形钢产品，如何减少表面氧化、提高模具使用寿命、降低高温摩擦系数(提高高温成形性能)成为无镀层热成形钢研究的主要方向。
经检索发现，专利CN201811050163.5热成形钢板和提高热成形钢板的延伸率的方法，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.18～0.23％，Si：0.10～0.25％，Mn：1.0～1.3％，P：≤0.015％，S：≤0.01％，Ti：0.01～0.05％，B：0.001～0.0035％，Cr：0.1～0.3％，La：0.0015～0.0025％，其余为Fe及不可避免的不纯物。其原材料制备过程中，主要通过在钢种添加稀土La、优化轧制和缓冷处理工艺，获得高延伸率的钢板，热轧后钢板延伸率达到25％；另一方面，通过添加稀土La，可提高钢的纯净性，并且改变马氏体转变的开始温度和终止温度，减少残奥数量获得马氏体的精细结构，改变钢材的微观组织形貌。然而此方法只适用于热轧产品，且对于热冲压成形材料而言，提高原材料的延伸率并不代表淬火后的延伸率能够得到一定的改善。
专利CN201480063861.2热成形钢板构件及其制造方法以及热成形用钢板，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.100～0.340％，Si：0.50～2.00％，Mn：1.00～3.00％，P：≤0.05％，S：≤0.01％，Als：0.001～1.000％，N：≤0.0100％，其余为Fe及不可避免的不纯物。该钢的组织(面积％计)为铁素体：5％～50％，马氏体及贝氏体：合计45％～90％，铁素体+马氏体+贝氏体：合计为90％以上。热成形后的延伸率≥12％，V弯试验弯曲角＞90°。
专利CN201110259342.1一种双相热成形钢的制备方法，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.1～0.5％，Si：0.3～2.5％，Mn：1.0～3.0％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Al：1.0～3.0％，N：≤0.01％，其余为Fe及不可避免的不纯物。生产工艺为：冶炼→热轧→热成形，该发明采用Al微合金化处理，与传统热成形钢相比，优点在于：热成形加热温度低，减轻表面氧化；热成形后组织为铁素体+马氏体双相组织。
综上所述，目前关于热成形钢原材料的制备，主要基于提高材料性能的角度开展优化，主要途径为成分、工艺改进。对于无镀层热成形钢在热成形过程中氧化铁皮的生成、成形性能较差，无法生成结构复杂的零件的问题没有改善作用。
发明内容
为解决上述问题，本发明提供了一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法，通过成分和工艺优化，改善无镀层热成形钢原材料的表面状态，为后续热成形零件的制备提供一种良好的热成钢。
本发明的具体技术方案为：
一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18-0.25％，Si：≤0.1％，Mn：1.0-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：0.15-0.25％，Al：0.01-0.06％，Ti：0.015-0.030％，Nb+V：≤0.1％，B：0.0015-0.0050％，其余为Fe和不可避免的杂质。
基体化学成分：
C：0.18-0.35％，对于1500MPa级热成形钢，优选0.18-0.25％；因为C是提高马氏体强度的主要元素之一。
Si：≤0.5％，优选≤0.1％，Si元素的添加，易在热轧生产时的加热过程中生成Fe(SixOy)，即“铁橄榄石”，该物质粘附性较强，附着于钢板表面不易清理，影响钢板表面质量。
Mn：0.5-1.5％，对于1500MPa级热成形钢，优选1.0-1.5％。
P：≤0.020％。
S：≤0.010％。
Cr：≤0.50％，对于1500MPa级热成形钢，优选0.15-0.25％，Cr是提高淬透性的元素，通过协调添加，增加钢种的淬透性。
Al：0.01-0.06％。
Ti：≤0.04％，对于1500MPa级热成形钢，优选0.015-0.030％，Ti添加的主要目的是在高温下与N元素形成TiN析出，从而减少钢中的N元素，从而减少了N与B元素的结合，提高了有效B含量，有利于提高钢的淬透性。
Nb+V+Mo：≤0.5％，对于1500MPa级热成形钢，可选择性添加Nb、V、Mo三种微合金元素中的其中一至两种，优选添加Nb、V两种元素，且总添加量≤0.1％，添加Nb、V的主要目的是通过在轧制、退火和热处理过程中析出弥散分布的细小析出物，一方面细化晶粒，提高韧性，另一方面形成氢陷阱，提高抗延迟开裂性能。
B：≤0.005％，对于1500MPa级热成形钢，优选0.0015-0.0050％，B的添加主要目的是提高钢的淬透性。
其余为Fe和不可避免的杂质。
一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，采用炼钢→连铸→热轧→酸洗冷轧→退火→平整→切边→成品等工艺流程，具体步骤如下：
1)炼钢生产
对于1500MPa级热成形钢，选择常规低碳保护渣；
2)连铸+热轧生产
出炉温度：1000～1230℃；
加热炉内气氛控制：弱还原性气氛，空燃比1.0～1.05。
精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器；
终轧温度：850～900℃；
层流冷却：采用前段冷却，并在层流冷却段采用侧喷处理；
卷取温度：对于1500MPa级热成形钢，卷取温度≤700℃；
卷取张力：对于厚度3.0～6.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥35MPa；对于厚度2.0～3.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥45MPa；
3)酸洗
去除热轧过程中产生的氧化铁皮；
4)冷轧
冷轧压下量≥50％；
5)退火工艺控制
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≤-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℃，退火时时间为6min～12min，炉内露点控制在≤-30℃。
对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为620℃±20℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段时间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，确保带钢表面清洁，无碳化物或氧化色。
6)切边工艺
成品双切边量25mm～50mm；
7)平整工艺
平整辊采用低粗糙度辊面，辊面粗糙度Ra≤0.8μm；
8)热成形工艺
加热温度：800-1000℃；
炉内气氛控制：炉内通N2保护，N2气压＞1Pa，N2比例＞99.9％，炉内露点≤-45℃；
加热时间：2-6min；
转移时间：＜10s；
保压时间：10s-20s；
冷却速度：≥27℃/s；
9)零件出模具后后续将进行激光切割处理，还需要进行抛丸涂油处理。
进一步地，所述的步骤2)中，卷取温度≤580℃。
进一步地，所述的步骤7)中，辊面粗糙度Ra≤0.6μm。
进一步地，所述的步骤8)中，加热温度为850℃-930℃。
进一步地，所述的步骤8)中，保压时间为15s。
与现有技术相比，本发明的优点为：
1)本发明通过成分和工艺优化，改善无镀层热成形钢原材料的表面状态，为后续热成形零件的制备提供一种良好的热成钢原材料；
2)本发明中由于表面粗糙度的降低，减少了带钢表面的储油量，在加热过程中，由于表面油量少，降低了钢板表面的污染，从而可以改善热成形冲压环境；同时在热冲压成形过程中减小了高温摩擦，从而可以提高磨具的使用寿命；
3)本发明种表面粗糙度降低，在热冲压成形过程中减小了材料与模具间的高温摩擦，从而降低深拉延零件的减薄率，从而提高了零件的高温成形性能；同时能够使零件与模具贴合良好，从而改善可淬透性。
附图说明
图1为100倍光学显微镜下的原材料基体组织；
图2为500倍光学显微镜下的原材料基体组织；
图3和图4为表面粗糙度Ra＝2.0μm条件下，带钢表面形貌；
图5和图6为表面粗糙度Ra＝0.8μm条件下，带钢表面形貌；
图7和图8为表面粗糙度Ra＝0.3μm条件下，带钢表面形貌；
图9为表面粗糙度Ra＝2.0μm条件下，带钢高温摩擦系数；
图10为表面粗糙度Ra＝0.8μm条件下，带钢高温摩擦系数；
图11为表面粗糙度Ra＝0.3μm条件下，带钢高温摩擦系数；
图12为表面粗糙度Ra＝2.0μm条件下，零件表面有较厚的氧化层(N2气保护)；
图13为表面粗糙度Ra＝0.3μm条件下，零件表面氧化层几乎消除(N2气保护)；
图14为表面粗糙度Ra＝0.8μm条件下，零件表面没有明显氧化层，但存在轻微防锈油碳化。
具体实施方式
为了深入说明本发明，下面结合实施例和说明书附图1-14对本发明进行详细阐述。
本发明一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
优选地，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18-0.25％，Si：≤0.1％，Mn：1.0-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：0.15-0.25％，Al：0.01-0.06％，Ti：0.015-0.030％，Nb+V：≤0.1％，B：0.0015-0.0050％，其余为Fe和不可避免的杂质。
下面三组实施例钢板化学成分相同，实施例中各个数值的选取满足本发明的数值规定。
如表1所示：
表1钢板化学成分，wt％
实施例 C Si Mn P S Al Cr Ti B Nb V Mo
1500MPa 0.23 0.25 1.14 0.010 0.003 0.045 0.160 0.028 0.003 0.032 0.028 0.001
将三组相同组分的材料按照本发明中的制造方法生产，仅改变表面粗糙度一个参数，如表2所示。
一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，步骤为：
1)炼钢生产
基于炼钢过程中保护渣的作用(1、使钢水与空气隔绝；2、连铸过程中起到润滑作用)，对于1500MPa级热成形钢，选择常规低碳保护渣即可。
2)连铸+热轧生产
铸坯优先采用热装的方式进行组织生产，一方面为了提高生产节拍，另一方面为了减少铸坯裂纹的风险；若无法采取热装的方式进行组织生产，则连铸后得到的铸坯需要进保温坑进行缓冷处理，缓冷处理的目的有两个，一是减少裂纹风险，另一方面是缓冷扩氢，减少铸坯内部的氢含量。
出炉温度：1000～1230℃，降低烧钢温度，减小铸坯加热时脱碳；
加热炉内气氛控制：弱还原性气氛，空燃比1.0～1.05。
精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器，以消除因边部冷却过快导致的沿垂直带钢方向组织性能不均匀。
终轧温度：850～900℃；
层流冷却：采用前段冷却，主要目的是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；
卷取温度：对于1500MPa级热成形钢，卷取温度≤700℃，优先选择≤580℃，低温卷取的目的是：一方面，使基体组织均匀化，消除带状组织，从而获得良好冷弯性能热成形钢成品提供基料；另一方面，采用低温卷取，减少了卷取后的珠光体+铁素体相变，与前段冷却结合起来降低塌卷风险。
卷取张力：对于厚度3.0～6.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥35MPa；对于厚度2.0～3.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥45MPa；以确保热轧卷卷紧，减少塌卷风险。
3)酸洗
去除热轧过程中产生的氧化铁皮。
4)冷轧
冷轧压下量≥50％，保证晶粒足够细化，晶粒越细小，后续回复再结晶过程更充分，组织均匀性更好，因此成形后冷弯性能越好。
5)退火工艺控制
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≤-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℃，退火时时间为6min～12min，炉内露点控制在≤-30℃。
按照上述退火温度、退火时间进行退火的主要目的是保证基体得到均匀化退火，进一步消除带状组织。
对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为620℃±20℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段时间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，确保带钢表面清洁，无碳化物或氧化色。
6)切边工艺
成品双切边量25mm～50mm，保证热卷因边部厚度减薄或边部冷却速率较快造成的厚度不足区域和组织性能不均匀部分全部被切除。
7)平整工艺
平整辊采用低粗糙度辊面，辊面粗糙度Ra≤0.8μm，优先选择Ra≤0.6μm，否则热成形过程中无法起到改善高温摩擦性能的效果。
8)热成形工艺
加热温度：800-1000℃，加热温度优先选择850℃-930℃。加热温度不能＜850℃，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马氏体组织，进而无法保证成形后零件强度。
炉内气氛控制：炉内通N2保护，N2气压＞1Pa，N2比例＞99.9％，炉内露点≤-45℃，从而保证炉内气氛无氧化性或还原性气氛。
加热时间：2-6min，结合上述加热温度范围，加热时间不能＜2min，否则无法完全奥氏体化；加热时间不能＞6min，否则奥氏体晶粒会变粗大，从而影响成品零件的冷弯性能。
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≥10s，优先选择15s，在上述工艺基础上，保压时间不宜＜10s，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＞20s，否则会影响生产节奏。
冷却速度：≥27℃/s，保证零件成形后基体组织为完全的马氏体组织。
9)零件出模具后后续将进行激光切割处理，还需要进行抛丸涂油处理。
表2原材料表面粗糙度与高温摩擦系数之间的关系
实施例 表面粗糙度Raμm 高温摩擦系数均值
1 2.0 0.76
2 0.8 0.64
3 0.3 0.60
实施例1
在本实施例中，表面粗糙度Ra取2.0μm，高温摩擦系数均值0.76。
带钢表面形貌如图3，图4所示，带钢高温摩擦系数如图9所示。
如图12所示，零件表面有较厚的氧化层。
实施例2
在本实施例中，表面粗糙度Ra取0.8μm，高温摩擦系数均值0.64。
带钢表面形貌如图5，图6所示，带钢高温摩擦系数如图10所示。
如图14所示，零件表面没有明显氧化层，但存在轻微防锈油碳化。
实施例3
在本实施例中，表面粗糙度Ra取0.3μm，高温摩擦系数均值0.60。
带钢表面形貌如图7，图8所示，带钢高温摩擦系数如图11所示。
如图13所示，零件表面氧化层几乎消除。
由图12、13和14可知，零件表面的氧化物、防锈油碳化污染随原材料表面粗糙度的降低而减轻。
由图9、10和11可知，无镀层热成形钢产品在高温下的摩擦系数随带钢原始表面粗糙度的降低而减小：
本发明通过成分和工艺优化，改善无镀层热成形钢原材料的表面状态，为后续热成形零件的制备提供一种良好的热成钢，改变钢板表面粗糙度来降低高温摩擦系数，从而改善高温成形性能。
上述实施方式对本发明的目的、实施效果进行了详细阐述，所应理解的是，上述实施方式仅是本发明的具体实施方式，本发明并不受上述方式的限制，凡在本发明的精神和原则之内，或采用了本发明的技术构思和技术方案进行的各种修改、等同替换、改进等，均在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢，其特征是，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢，其特征是，所述的1500MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为：C：0.18-0.25％，Si：≤0.1％，Mn：1.0-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：0.15-0.25％，Al：0.01-0.06％，Ti：0.015-0.030％，Nb+V：≤0.1％，B：0.0015-0.0050％，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，步骤如下：
1)炼钢生产
对于1500MPa级热成形钢，选择常规低碳保护渣；
2)连铸+热轧生产
出炉温度：1000～1230℃；
加热炉内气氛控制：弱还原性气氛，空燃比1.0～1.05。
精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器；
终轧温度：850～900℃；
层流冷却：采用前段冷却，并在层流冷却段采用侧喷处理；
卷取温度：对于1500MPa级热成形钢，卷取温度≤700℃；
卷取张力：对于厚度3.0～6.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥35MPa；对于厚度2.0～3.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥45MPa；
3)酸洗
去除热轧过程中产生的氧化铁皮；
4)冷轧
冷轧压下量≥50％；
5)退火工艺控制
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≤-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℃，退火时时间为6min～12min，炉内露点控制在≤-30℃。
对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为620℃±20℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段时间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，确保带钢表面清洁，无碳化物或氧化色。
6)切边工艺
成品双切边量25mm～50mm；
7)平整工艺
平整辊采用低粗糙度辊面，辊面粗糙度Ra≤0.8μm；
8)热成形工艺
加热温度：800-1000℃；
炉内气氛控制：炉内通N2保护，N2气压＞1Pa，N2比例＞99.9％，炉内露点≤-45℃；
加热时间：2-6min；
转移时间：＜10s；
保压时间：10s-20s；
冷却速度：≥27℃/s；
9)零件出模具后后续将进行激光切割处理，还需要进行抛丸涂油处理。
4.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤2)中，卷取温度≤580℃。
5.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤7)中，辊面粗糙度Ra≤0.6μm。
6.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤8)中，加热温度为850℃-930℃。
7.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤8)中，保压时间为15s。
CN201911219922.0A 2019-12-03 2019-12-03 一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法 Pending CN111321341A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911219922.0A CN111321341A (zh) 2019-12-03 2019-12-03 一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911219922.0A CN111321341A (zh) 2019-12-03 2019-12-03 一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN111321341A true CN111321341A (zh) 2020-06-23

Family

ID=71163269

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201911219922.0A Pending CN111321341A (zh) 2019-12-03 2019-12-03 一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111321341A (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112210724A (zh) * 2020-08-10 2021-01-12 唐山钢铁集团有限责任公司 基于esp生产的高强度热成形用钢及方法
CN112620906A (zh) * 2020-12-11 2021-04-09 马鞍山钢铁股份有限公司 一种提高1500MPa级热成形钢电阻点焊焊点耐蚀性的方法
CN112981252A (zh) * 2021-02-06 2021-06-18 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级汽车用钢板及其生产方法
CN113957349A (zh) * 2021-10-26 2022-01-21 江苏沙钢集团有限公司 一种600MPa级热成形钢及其生产方法
CN115679208A (zh) * 2022-10-14 2023-02-03 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1500Mpa级冷硬热成形钢及其生产方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0941072A (ja) * 1995-07-26 1997-02-10 Kawasaki Steel Corp 熱間圧延用ロール、ロール外層材及び熱間圧延用ロールの製造方法
CN106756697A (zh) * 2012-04-23 2017-05-31 株式会社神户制钢所 热冲压用镀锌钢板的制造方法
CN106834941A (zh) * 2017-01-20 2017-06-13 唐山钢铁集团有限责任公司 一种热冲压成形钢及其生产方法
CN110423953A (zh) * 2019-08-21 2019-11-08 马鞍山钢铁股份有限公司 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

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0941072A (ja) * 1995-07-26 1997-02-10 Kawasaki Steel Corp 熱間圧延用ロール、ロール外層材及び熱間圧延用ロールの製造方法
CN106756697A (zh) * 2012-04-23 2017-05-31 株式会社神户制钢所 热冲压用镀锌钢板的制造方法
CN106834941A (zh) * 2017-01-20 2017-06-13 唐山钢铁集团有限责任公司 一种热冲压成形钢及其生产方法
CN110423953A (zh) * 2019-08-21 2019-11-08 马鞍山钢铁股份有限公司 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

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
世界钢铁协会等: "《先进高强度钢应用指南》", 31 October 2018, 冶金工业出版社 *
刘玠等: "《热轧生产自动化技术》", 30 November 2006, 冶金工业出版社 *
张景进: "《板带冷轧生产》", 30 April 2006, 冶金工业出版社 *
金守峰等: "《机械精度设计与测量技术》", 30 September 2018, 西南交通大学出版社 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112210724A (zh) * 2020-08-10 2021-01-12 唐山钢铁集团有限责任公司 基于esp生产的高强度热成形用钢及方法
CN112620906A (zh) * 2020-12-11 2021-04-09 马鞍山钢铁股份有限公司 一种提高1500MPa级热成形钢电阻点焊焊点耐蚀性的方法
CN112620906B (zh) * 2020-12-11 2022-08-16 马鞍山钢铁股份有限公司 一种提高1500MPa级热成形钢电阻点焊焊点耐蚀性的方法
CN112981252A (zh) * 2021-02-06 2021-06-18 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级汽车用钢板及其生产方法
CN113957349A (zh) * 2021-10-26 2022-01-21 江苏沙钢集团有限公司 一种600MPa级热成形钢及其生产方法
CN115679208A (zh) * 2022-10-14 2023-02-03 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1500Mpa级冷硬热成形钢及其生产方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111041382A (zh) 一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢及其制备方法
CN107779577B (zh) 一种加工性能优异的园艺工具用钢及其生产方法
CN101213317B (zh) 极软高碳热轧钢板及其制造方法
CN111979489B (zh) 一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法
CN111321341A (zh) 一种具有低高温摩擦系数的1500MPa级无镀层热成形钢及其制备方法
EP3260569A1 (en) Steel plate used for hot stamping forming, forming process of hot stamping and hot-stamped component
CN109695006A (zh) 一种耐腐蚀链板用钢及其制造方法
CN101928875A (zh) 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
CN113106339B (zh) 一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法
CN100392135C (zh) 超高强带钢及其生产方法
CN102912219A (zh) 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
CN103614640B (zh) 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢
CN111041353A (zh) 一种具有低高温摩擦系数的600MPa级无镀层热成形钢及其制备方法
CN104593674A (zh) 热镀锌超低碳烘烤硬化钢及其生产方法
CN110863138B (zh) 一种1800MPa级热成形钢及其制造方法
CN108441759B (zh) 一种540MPa级热轧酸洗钢板及其制造方法
CN107815591A (zh) 热镀锌钢板及其制备方法
CN110592348A (zh) 超低碳冷轧钢性能分级控制方法
CN110423945B (zh) 一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的含锌涂覆层热成形构件及其制备方法
KR101696052B1 (ko) 내식성이 우수한 열간성형 부재 및 그 제조방법
CN113846272A (zh) 一种1700MPa级高Cr-Si薄规格热成形钢的热轧制备方法
CN111534760B (zh) 一种热轧热成形钢及其制备方法
CN111926252B (zh) 一种深冲用途的热轧酸洗钢板及其生产方法
CN108998730A (zh) 一种过共析工具钢及其制造方法
CN114934228B (zh) 一种热成形钢板及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20200623