CN113106339B - 一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法 - Google Patents

一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法 Download PDF

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Abstract

一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法。成分以质量百分计为：C0.25～0.45，Si 1.0～3.0，Mn 3.0～5.5，Ni≤2.5，Al 0.8～2.0，Nb 0.04～0.10，Mo≤0.5，B≤0.005，Ti≤0.04，RE≤0.1，P≤0.015，S≤0.015，Cu≤1.5或V≤0.08或W≤0.5，或其中多种复合，其余为Fe，其中Si/Al满足1.2～2.2，且Si+Al＞2.5，同时Mn＞Al+Si。通过冶炼、浇注、锻造、热轧、空冷或模拟卷曲、酸洗、冷轧、退火和热成形得到热成形钢。本发明热成形钢制备工艺简单，经成分优选后，热冲压成形后组织为马氏体基体和2.0‑10.0％残奥，可保证抗拉强度≥1900MPa，屈服强度≥1200MPa，总延伸率≥9.5％，同时还显著改善抗高温氧化性，可保证钢板在空气中加热至≤950℃保温≤5min热冲压成形后，氧化层厚≤4.2μm，可免除昂贵的AlSi涂镀层，降低成本，提高生产效率。

Description

一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法
技术领域
本发明属于高强塑性汽车用钢技术领域，具体涉及一种汽车用热冲压成形钢和相关工艺。
背景技术
汽车的出现给人类带来了巨大便利，改变了出行方式，推动了社会进步，但同时也带来资源严重消耗和尾气排放环境污染等问题。为了改善这些问题，汽车工业和科研人员积极开发新钢种或新工艺以获得超高强度的汽车钢，以此来减薄汽车钢板的厚度来降低汽车自重，进而减少汽车油耗和尾气排放。热成形工艺出现并运用到汽车领域可以制造超高强汽车钢，传统热成形22MnB5钢的抗拉强度在1500MPa左右，总延伸率一般不到8％，已经满足不了汽车工业对汽车用钢提出更高性能要求和尾气排放指标，同时22MnB5钢的延伸率普遍较差，碰撞吸收能较差。在保证汽车安全性的前提下，进一步降低自重，汽车开发更高强度和良好塑性的汽车钢是未来汽车钢的发展方向。
在较早的热成形技术中，热冲压钢板在无保护气氛加热炉内加热保温和移送过程中，钢板表面会发生高温氧化和表面脱碳，增加清理模具内脱落的氧化铁皮工作，降低了生产效率；另外，还需要对成形后的零件进行喷丸或喷砂等处理以去除氧化层，导致零件尺寸精度降低，且由于工序的增加造成零件成本升。有些热成形生产线采用惰性气体保护，如氮气和氩气。除了惰性气氛的保护，各大钢厂和热成形企业都开发出或正在开发保护镀层。目前商业应用的热成形钢板镀层主要有2种：一种是AlSi镀层，另一种是锌基镀层。典型的AlSi镀层由10％Si+90％Al组成，奥氏体化处理前的原始镀层厚度约25μm，当AlSi镀层钢板被加热后，AlSi镀层能够阻止奥氏体化过程中钢板表面脱碳和氧化，而且该镀层能够隔离钢板基体与外界环境，因此具有一定的防腐蚀作用，而镀层性能对最终热成形件的点焊性能及表面磷化和涂装效果影响较大；另一种是锌基镀层，具有阴极保护作用，耐腐性较好。目前锌基镀层由于受到2个主要问题的限制而无法得到广泛应用。一是奥氏体化处理过程中Zn的挥发问题。二是锌基镀层板会发生液态Zn致基板脆断问题，即液态金属脆。无论哪种镀层技术，都会带来钢板表面脆化和微裂纹，另外增加镀层工序，提高生产成本，降低生产效率。
目前，国内外常用的超高强热成形钢主要为22MnB5钢。22MnB5钢热冲压成形后抗拉强度在1500MPa左右，延伸率在5～7.5％。为了节约能源、保护环境及提高汽车安全性，汽车工业对汽车用钢提出更高要求，具有超高强度和高塑性的热成形钢是他们解决这一复杂问题的最为有效途径。
为了克服上述热成形钢板涂镀层导致的各种问题和进一步提高钢板的强度和塑性以实现轻量化，目前也出现了一些新的发明。如公开号为CN102286689A专利公开了一种双相热成形钢的制备方法，其化学成分为：C 0.1～0.5，Si 0.3～2.5，Mn 1.0～3.0，Al 1.0～3.0，P＜0.020，S＜0.030，N≤0.01，该钢一是通过高Al含量来增强抗氧化性，二是采用低温两相区代替高温奥氏体化区加热减少氧化，但同时其获得的组织为马氏体+铁素体双相组织而不是单一马氏体相，导致屈服和抗拉强度均显著降低。CN103614640A公开了另一种抗氧化热成形钢专利，化学成分为：C 0.18～0.28，Si 0.05～0.50，Mn 0.20～0.90，P≤0.010，S≤0.005，Al 0.01～0.1，Cr 0.20～1.50，Mo 0.01～0.30％，B 0.0006～0.0030，Nb+V+Ti 0.02～0.25，该专利通过低Mn、低Si和较高Cr来改善抗氧化性，但该发明获得的强度较22MnB5还低，且氧化增重依然为对比钢的1/3左右，无法实现完全免除涂镀层。在CN107002155A热成形钢专利中对抗氧化性元素Si、Al和Cr做了如下限定：Si≤2.5％，Al＜1.5％，且为了获得满意稳定性的奥氏体规定0.8％≤Si+Al≤2.5％，Cr≤4.0％为保证强度而不是依据抗氧化性设计，但该钢在热冲压之前依然需要涂镀保护减小氧化，且该钢通过更为复杂的淬火配分工艺也只能获得高抗拉强度1986MPa和低延伸率6.5％。
而本发明基于合金元素对抗氧化能力和组织影响研究所获得的新知识，对Si、Al、Mn、Ni等关键合金元素的重新优化设计，最终实现了材料抗氧化能力的显著提升，既可以免除涂镀层又同时将强度和塑性相对于22MnB5都得到显著提高，抗拉强度≥1900MPa，屈服强度≥1200MPa，总延伸率≥9.5％。
发明内容
针对以上技术问题，本发明目的在于改善目前热成形钢加热保温过程中的氧化问题和强塑性低问题，提供了一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法，本发明通过新型成分设计，制造出兼顾良好抗高温氧化的超高强度高塑性热冲压钢，可用于汽车安全结构件和增强构件等。
发明一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢，所述钢的化学成分以质量百分比计为：C 0.25～0.45，Si 1.0～3.0，Mn 3.0～5.5，Ni≤2.5，Al 0.8～2.0，Nb 0.04～0.10，Mo≤0.5，B≤0.005，Ti≤0.04，RE≤0.1，P≤0.015，S≤0.015，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的成分中Si、Al和Mn的添加还需满足如下关系：
Si/Al满足1.2～2.2，且Si+Al＞2.5，
同时，Mn＞Si+Al
所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的成分，还包括以下成分中的一种或多种：
Cu≤1.5
V≤0.08
W≤0.5
所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢制备过程包括以下步骤：
(1)合金冶炼与凝固：通过感应炉、电炉和转炉等冶炼设备，冶炼获得上述成分范围的钢液，之后浇注入铸造设备凝固得到板坯，也可采用连铸得到板坯或模铸得到铸锭后锻造成板坯；
(2)板坯热轧：将步骤(1)得到板坯在1150-1250℃保温≥1h；出炉后先两道粗轧，开轧温度为1100～1150℃，每道次粗轧压下率≥30％，然后精轧，最后一道次精轧压下率不大于15％，终轧温度控制在860～900℃，热轧总压下率不低于90％，轧后卷曲空冷或炉冷至室温。可直接轧至常规热轧板卷厚度1.8～4.0mm以供后续冷轧，也可直接热轧至目标厚度0.8-1.6mm；
(3)将步骤(2)中得到的1.8-4.0mm厚热轧板卷经酸洗后，冷轧至目标厚度0.8～1.6mm，获得冷硬板卷，保证冷轧总压下率不低于50％；
(4)对步骤(3)中得到的冷轧板进行退火处理；将冷轧板卷加热750-870℃，保温＞20s，获得冷轧退火卷；
(5)按步骤(2)获得的热轧板卷、步骤(3)获得的冷硬板卷或步骤(4)获得的冷轧退火板卷切割后，均可以按下述步骤进行热冲压成形成汽车所用部件；
(a)将钢板置于空气中加热至880-1070℃，保温0.5-10min，同时钢板实际加热温度T(℃)的选择还需满足由成分构成的下式：
T≥910-203C1/2+44.7Si-30Mn-15.2Ni+31.5Mo+95Al-16.3Cu+13W+50
式中，合金元素以质量百分数计
(b)使用机械手迅速将步骤(a)中加热后的钢板转移到带有水冷却系统的模具中进行淬火，得到目标几何形状的淬冷构件；
(c)步骤(b)加热件转移过程中，应将转移时间t转移(s)控制在4-9s之内；根据具体成分，其准确的最大转移时间按下式计算：
t转移＝[T-(910-203C1/2+44.7Si-30Mn-15.2Ni+31.5Mo+95Al-16.3Cu+13W)]/v
式中，T为钢板实际加热温度(℃)；v为加热件出炉后空气中冷却速率(℃/s)。
(d)骤(b)中的淬火过程中水冷模具温度控制在50-120℃，同时模具管道内的水速控制适宜，且热冲压件与模具保持足够压力，保证热冲压件与模具之间较高的换热系数；
(e)步骤(b)中加热件在整个工艺过程(冲压和保压)的冷却分为两阶段：第一阶段加热件以平均冷速≥90℃/s冷至450-500℃，第二阶段加热件以平均冷速≥20℃/s冷至出模温度，模具中保压时间控制在8-22s，淬冷至160-210℃出模空冷。
优选地，所述钢的化学成分以质量百分计为：C 0.25～0.45，Si 1.5～3.0，Mn 3.0～5.5，Ni 0.05～1.5，Al 0.8～1.5，Nb 0.04～0.10，Mo≤0.3，B≤0.005，Ti≤0.04，RE≤0.1，Cu 0.01～1.0，V 0.001～0.05，P≤0.015，S≤0.015，其余为Fe和不可避免的杂质元素，其中Si/Al满足1.2～2.2，且Si+Al＞2.5，同时Mn＞Si+Al。按步骤(5)热冲压成形后基体为马氏体，并有2.0-10.0％体积分数的残余奥氏体，热成形钢板的抗拉强度≥1900MPa，屈服强度≥1200MPa，总延伸率≥9.5％；同时，按步骤(5)将钢板于空气中加热至≤950℃保温≤5min热成形后钢板氧化层厚度≤4.2μm，即制备得到抗高温氧化的1900MPa级以上的超高强度高塑性热成形钢。
本发明热成形钢的成分体系设计新颖，突破传统22MnB5钢合金体系和含量局限，采用高Mn、高Al、高Si和低Ni成分设计，最终可获得具有抗高温氧化性、超高强度和高塑性热成形构件。
主要合金元素设计理念与配比
本发明的钢板基于较高Mn、Al、Si和低Ni设计，优选Mn含量在3.0～5.5％之间，优选Si含量在1.5～3.0％之间，优选Al含量在0.8～1.5％之间，优选Ni含量在0.05～1.5％之间。为了保证较好抗高温氧化性Si和Al添加比例满足Si/Al在1.2～2.0范围内，且Si+Al＞2.5％，使Si和Al协同作用生成致密均匀的抗氧化薄膜发挥更好的抗高温氧化性，此外Si可以提高Al2O3与基体结合强度减缓氧化速度，但同时提高Si和Al也会提高热成形钢奥氏体化温度(Ac3点温度)而加速奥氏体化过程中的氧化行为，因此，需要添加Ni、Cu和较高的Mn(Mn＞Al+Si且Mn≥3.0)来平衡Ac3点温度。另外加入少量的Ni可进一步改善氧化膜的致密度，从而改善了其抗高温氧化性。提高Mn、Si和Ni不仅可以增加钢的固溶强化，而且增加马氏体基体中的残奥分数和稳定性，改善冲压件塑性，最终可获得其韧性匹配的热冲压钢。此外，Mn、Al、Si和Ni增加可以提高钢的淬透性，扩宽了冷却工艺窗口，最终获得具有抗高温氧化性、超高强度和高塑性热成形构件。
本发明化学成分作用及配比如下：
C：该元素是主要的固溶强化元素，对热成形钢的强度起主要作用。其含量对热成形后钢板的组织性能影响较大，C含量设计不当将造成热成形后钢板的强韧性匹配不佳，会严重影响钢的强塑性；此外C含量过高会大幅度提高钢板碳当量，严重影响钢板焊接性。综合考虑，将钢中的C含量控制在0.25％～0.45％区域内。
Si：该元素在高温下会在基体表面生成致密SiO2氧化膜，提高Al2O3与集体的结合强度，提高材料的抗高温氧化的性；Si能够提高钢的淬透性和固溶强化作用，有减少马氏体转变时体积变化的作用，从而有效控制淬火裂纹的产生，会对塑性的提升做出贡献；此外Si还有抑制珠光体相变和延缓(Fe,Mn,Cr)3C析出和长大作用，提高淬透性和减缓低温回火时硬度下降较快，提高残余奥氏体含量和稳定性。综合考虑，将钢中的Si含量控制在1.0％～3.0％区域内。
Mn：该元素能起到固溶强化作用，同时提高淬透性，扩大奥氏体相区，延迟珠光体和贝氏体转变；此外Mn稳定残余奥氏体，有利于改善钢板的塑性，但过高Mn会造成严重Mn偏析，恶化力学性能。综合考虑，将钢中的Mn含量控制在3.0％～5.5％区域内。
Ni：该元素能提高钢板的强度，而又同时保持良好的塑性和韧性，并有利于钢板的后续加工性能；同时可提高钢的淬透性，扩大奥氏体相区，降低Ac3点温度，间接改善抗氧化性；此外，Ni元素加入可以改善氧化膜的致密度从而改善钢的抗氧化性。但是该元素属于贵金属，加入量过高造成钢的成本大幅提高。综合考虑，将钢中的Ni含量控制在≤2.5％区域内。
Nb，V：这两种元素具有细晶强化和析出强化的作用。与钢中C元素结合形成纳米级第二相能够细化奥氏体晶粒和马氏体精细结构，同时提高钢板的强度和钢板的延伸率，并起到沉淀强化作用达到提高钢板强度；与C结合会消耗部分C，这有利于减轻过多C固溶强化带来的韧性恶化，从而改善塑性，但加入过多的Nb和V效果反而不显著，且过多添加成本便提高(尤其是V)。因此，综合考虑将Nb和V元素分别限定在0.04～0.10％和≤0.08％区域内。
Mo:该元素通过Mo和Nb复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性组织；此外，Mo与Nb和V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性和弥散的纳米级析出相提高强度和改善塑性；Mo价格昂贵，需适量添加。故将其含量限定在≤0.5％区域内。
Al：该元素在高温下会在基体表面生成致密Al2O3氧化膜，可提高钢的抗高温氧化性；另外，该元素在钢中可消除钢中对性能的不利氮、氧原子，但过多的Al会带来冶炼和连铸等问题；Al还可以抑制碳化物的形成，故将其含量限定在0.8～2.0％区域内。
B:该元素是强烈提高淬透性元素，钢中加入微量的B元素能显著提高钢的淬透性。但是其含量过低或过高，对提高淬透性的作用不显著。因此B元素限定为≤0.005％。
Ti:该元素可以与N结合形成TiN，避免N与B结合而影响钢的淬透性；但过多的Ti或工艺操作不合理会形成方形粗大的Ti的碳氮化物，成为裂纹源，尤其对于超高强度钢来讲，对方形Ti的碳氮化物易于敏感，导致材料强度和塑性恶化，综合考虑，将钢中的Ti含量控制在≤0.04％区域内。
Cu:该元素能提高淬透性，同时扩大奥氏体相区，降低Ac3温度来间接改善氧化性；此外Cu通常以单质相形式析出起到沉淀强化作用，同时还可提高耐大气腐蚀性。综合考虑，将钢中的Cu含量控制在≤1.5％区域内。
W:该元素能够提高淬透性，提高钢的硬度和强度，同时添加W可阻止有害元素向晶界扩散，可基本消除回火脆性。综合考虑，将钢中的W含量控制在≤0.5％区域内。
P，S：为有害元素，其含量越低越好。含量过低生产成本高，在不影响热成钢性能的基础上，P和S含量限制分别限制在≤0.015％和≤0.015％区域内。
RE：稀土加入钢中，能净化钢液，减少非金属夹杂物；另外，细化晶粒，改善铸锭冶金质量，加入少量稀土便可以达到显著的效果，但过多添加效果反而不明显。综合考虑，钢中稀土元素含量限定为≤0.1％。
附图说明
图1为本发明钢实施例3加热至950℃保温5min并热冲压成形后钢板的金相组织；
图2为22MnB5钢(图2(a))和本发明钢实施例4(图2(b))、实施例7(图2(c))经950℃保温5min并热冲压成形后钢板表面氧化层典型SEM图；
图3是本发明钢(实施例2和4)与22MnB5钢热冲压成形后钢板的工程应力-应变曲线，其中22MnB5钢的力学性能来自于现有技术资料记载。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
发明一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢，所述钢板化学成分以质量百分比计为：C 0.25～0.45，Si 1.0～3.0，Mn 3.0～5.5，Ni≤2.5，Al 0.8～2.0，Nb 0.04～0.10，Mo≤0.5，B≤0.005，Ti≤0.04，RE≤0.1，P≤0.015，S≤0.015，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的成分中Si、Al和Mn的添加还需满足如下关系：
Si/Al满足1.2～2.2，且Si+Al＞2.5，
同时，Mn＞Si+Al
所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的成分，还包括以下成分中的一种或多种：
Cu≤1.5
V≤0.08
W≤0.5
所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢制备过程包括以下步骤：
(1)合金冶炼与凝固：通过感应炉、电炉和转炉等冶炼设备，冶炼获得上述成分范围的钢液，之后浇注入铸造设备凝固得到板坯，也可采用连铸得到板坯或模铸得到铸锭后锻造成板坯；
(2)板坯热轧：将步骤(1)得到板坯在1150-1250℃保温≥1h；出炉后先两道粗轧，开轧温度为1100～1150℃，每道次粗轧压下率≥30％，然后精轧，最后一道次精轧压下率不大于15％，终轧温度控制在860～900℃，热轧总压下率不低于90％，轧后卷曲空冷或炉冷至室温。可直接轧至常规热轧板卷厚度1.8～4.0mm以供后续冷轧，也可直接热轧至目标厚度0.8-1.6mm；
(3)将步骤(2)中得到的1.8-4.0mm厚热轧板卷经酸洗后，冷轧至目标厚度0.8～1.6mm，获得冷硬板卷，保证冷轧总压下率不低于50％；
(4)对步骤(3)中得到的冷轧板进行退火处理；将冷轧板卷加热750-870℃，保温＞20s，获得冷轧退火卷；
(5)按步骤(2)获得的热轧板卷、步骤(3)获得的冷硬板卷或步骤(4)获得的冷轧退火板卷切割后，均可以按下述步骤进行热冲压成形成汽车所用部件；
(a)将钢板置于空气中加热至880-1070℃，保温0.5-10min，同时钢板实际加热温度T(℃)的选择还需满足由成分构成的下式：
T≥910-203C1/2+44.7Si-30Mn-15.2Ni+31.5Mo+95Al-16.3Cu+13W+50
式中，合金元素以质量百分数计
(b)使用机械手迅速将步骤(a)中加热后的钢板转移到带有水冷却系统的模具中进行淬火，得到目标几何形状的淬冷构件；
(c)步骤(b)加热件转移过程中，应将转移时间t转移(s)控制在4-9s之内；根据具体成分，其准确的最大转移时间按下式计算：
t转移＝[T-(910-203C1/2+44.7Si-30Mn-15.2Ni+31.5Mo+95Al-16.3Cu+13W)]/v
式中，T为钢板实际加热温度(℃)；v为加热件出炉后空气中冷却速率(℃/s)。
(d)骤(b)中的淬火过程中水冷模具温度控制在50-120℃，同时模具管道内的水速控制适宜，且热冲压件与模具保持足够压力，保证热冲压件与模具之间较高的换热系数；
(e)步骤(b)中加热件在整个工艺过程(冲压和保压)的冷却分为两阶段：第一阶段加热件以平均冷速≥90℃/s冷至450-500℃，第二阶段加热件以平均冷速≥20℃/s冷至出模温度，模具中保压时间控制在8-22s，淬冷至160-210℃出模空冷。
本发明实施例钢与对比钢(22MnB5)的化学成分见表1，本发明实施例钢和对比钢的热冲压主要工艺参数见表2，本发明实施例钢和对比钢的拉伸力学性能见表3。需要说明的是所有表中实施例钢属于本发明钢，对比钢是已商业化广泛应用的22MnB5钢，本发明实施例1-4是优选实施例，实施例5-7是非优选实施例钢，作为与优选实施例钢的抗氧化性对比，实施钢实验数据只是作为示例，本发明热成形钢的具体成分和制造工艺并不局限于此。
表1本发明实施例钢化学成分(质量百分比)
Figure BDA0002987430400000071
Figure BDA0002987430400000081
表2热冲压成形工艺及热处理工艺参数
Figure BDA0002987430400000082
为了研究本发明钢(Si和Al满足Si/Al＝1.2～2.2，且Si+Al＞2.5)在热冲压成形过程中的抗高温氧化性，本发明钢(实施例3和4)和对比钢(22MnB5)进行表面打磨并抛光，然后按表2中对应钢的热冲压工艺处理，冷至室温后从热冲压后钢板上切出7×7×1.5mm3的块样热镶嵌(温度＜135℃)保护氧化层，接着对7×1.5mm2表面打磨并抛光，最后在SEM图片上观察并测量氧化层厚度。本发明钢实施列3和4氧化层平均厚度分别达到4.2和3.9μm，对比钢的氧化层厚度达到48.7μm，发明钢氧化层厚度仅为对比钢的1/12左右，图2(a)和(b)分别是实施例4与对比钢氧化层厚度的典型SEM形貌。通过对比可知，本发明钢(实施列3和4)的抗氧化性能得到明显改善，可以替代AlSi镀层。
为了证明Al和Si元素配比及加入量对钢抗氧化性的影响，特别设计了实施例5-7钢，并将这3种钢抗氧化性与实施例4(满足)进行对比讨论(所有实施例Mn＞Si+Al)：
实施例5：满足Si/Al＝1.2～2.2，且Si+Al＜2.5，经表2中对应钢的热冲压工艺处理后氧化层平均厚度为5.5μm；
实施例6：满足Si/Al＜1.2，且Si+Al＞2.5，经表2中对应钢的热冲压工艺处理后氧化层平均厚度为5.1μm；
实施例7：满足Si/Al＜1.2，且Si+Al＜2.5，经表2中对应钢的热冲压工艺处理后氧化层平均厚度为5.8μm，如图2(c)给出了实施例7氧化层典型SEM图片。
通过实施例4、5、6和7氧化层厚度对比发现，降低Si/Al比例和Si+Al含量都会降低抗氧化性，实施例4钢的氧化层厚度最薄，抗氧化性最佳，因此，做Si/Al＝1.2～2.2，且Si+Al＞2.5的限定是有必要的。综上，本发明钢(满足：Si/Al＝1.2～2.2，且Si+Al＞2.5)经≤950℃保温≤5min后获得氧化层厚度≤4.2μm。
实施例1-7钢板按表2工艺参数执行热处理和热冲压成形工艺后，通过标准拉伸试验检测实施钢的屈服强度、抗拉强度和总延伸率，其结果如表3所示，并与22MnB5进行对比。
表3热冲压工艺后钢板的力学性能
Figure BDA0002987430400000091
本发明实施例(实施例2和3)和对比钢22MnB5热冲压后的工程应力-工程应变曲线如图3所示
从表3的拉伸性能数据可知，具有本发明成分的钢板，通过本发明的热冲压成形工艺，能获得强度和延伸率综合性能特别优异的冲压钢板。具体而言，能实现抗拉强度≥1900MPa，屈服强度≥1200MPa，总延伸率≥9.5％。相比已商业化应用的22MnB5钢的强度和延伸率(抗拉强度＝1550MPa，总延伸率＝7.5％)都得到显著提升，抗拉强度提升400MPa左右，总延伸率也提高大于2％。另外本发明优选实施例钢具有优异的抗高温氧化性，具体而言，经≤950℃保温≤5min热成形后钢板氧化层厚度为≤4.2μm，相比对比钢(22MnB5)的抗高温氧化性显著提高，氧化层厚度仅为对比钢的1/12，可以替代AlSi镀层。
以上所述是本发明的实施方式，应当指出，对于本技术领域的技术人员来说，在不脱离本发明所述原理和构思的前提下，所做出若干改进、润饰或替换均视为本发明的保护范围。

Claims (3)

1.一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法，其特征在于，化学成分以质量百分比计为：C 0.25～0.45，Si 1.0～3.0，Mn 3.0～5.5，Ni≤2.5，Al 0.8～2.0，Nb0.04～0.10，Mo≤0.5，B≤0.005，Ti≤0.04，RE≤0.1，P≤0.015，S≤0.015，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
其Si、Al和Mn的添加还需满足如下关系：Si/Al满足1.2～2.2，且Si+Al＞2.5，同时，Mn＞Si+Al；
还包括以下成分中的一种或多种：Cu≤1.5，V≤0.08，W≤0.5；
超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的基体为马氏体，并有2.0-10.0％体积分数的残余奥氏体，热冲压成形钢的抗拉强度≥1900MPa，屈服强度≥1200MPa，总延伸率≥9.5％；在空气中热冲压成形后钢的氧化层厚度≤4.2μm。
2.根据权利要求1所述的一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)合金冶炼与凝固：通过感应炉、电炉和转炉冶炼设备，冶炼获得上述成分范围的钢液，之后浇注入铸造设备凝固得到板坯，也可采用连铸得到板坯或模铸得到铸锭后锻造成板坯；
(2)板坯热轧：将步骤(1)得到板坯在1150-1250℃保温≥1h；出炉后先两道粗轧，开轧温度为1100～1150℃，每道次粗轧压下率≥30％，然后精轧，最后一道次精轧压下率不大于15％，终轧温度控制在860～900℃，热轧总压下率不低于90％，轧后卷曲空冷或炉冷至室温；可直接轧至常规热轧板卷厚度1.8～4.0mm以供后续冷轧，也可直接热轧至目标厚度0.8-1.6mm；
(3)将步骤(2)中得到的1.8-4.0mm厚热轧板卷经酸洗后，冷轧至目标厚度0.8～1.6mm，获得冷硬板卷，保证冷轧总压下率不低于50％；
(4)对步骤(3)中得到的冷轧板进行退火处理；将冷轧板卷加热750-870℃，保温＞20s，获得冷轧退火卷；
(5)按步骤(2)获得的热轧板卷、步骤(3)获得的冷硬板卷或步骤(4)获得的冷轧退火板卷切割后，均可以按下述步骤进行热冲压成形成汽车所用部件；
(a)将钢板置于空气中加热至880-1070℃，保温0.5-10min，同时钢板实际加热温度T(℃)的选择还需满足由成分构成的下式：
T≥910-203C1/2+44.7Si-30Mn-15.2Ni+31.5Mo+95Al-16.3Cu+13W+50，
式中，合金元素以质量百分数计；
(b)使用机械手迅速将步骤(a)中加热后的钢板转移到带有水冷却系统的模具中进行淬火，得到目标几何形状的淬冷构件；
(c)步骤(b)加热件转移过程中，应将转移时间t转移(s)控制在4-9s之内；根据具体成分，其准确的最大转移时间按下式计算：
t转移＝[T-(910-203C1/2+44.7Si-30Mn-15.2Ni+31.5Mo+95Al-16.3Cu+13W)]/v，
式中，T为钢板实际加热温度(℃)；v为加热件出炉后空气中冷却速率(℃/s)；
(d)骤(b)中的淬火过程中水冷模具温度控制在50-120℃，同时模具管道内的水速控制适宜，且热冲压件与模具保持足够压力，保证热冲压件与模具之间较高的换热系数；
(e)步骤(b)中加热件在整个工艺过程即冲压和保压的冷却分为两阶段：第一阶段加热件以平均冷速≥90℃/s冷至450-500℃，第二阶段加热件以平均冷速≥20℃/s冷至出模温度，模具中保压时间控制在8-22s，淬冷至160-210℃出模空冷。
3.根据权利要求2所述一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法，其特征在于：当所述钢的化学成分以质量百分计为：C 0.25～0.45，Si 1.5～3.0，Mn 3.0～5.5，Ni 0.05～1.5，Al 0.8～1.5，Nb 0.04～0.10，Mo≤0.3，B≤0.005，Ti≤0.04，RE≤0.1，Cu0.01～1.0，V 0.001～0.05，P≤0.015，S≤0.015，其余为Fe和不可避免的杂质元素，其中Si/Al满足1.2～2.2，且Si+Al＞2.5，同时Mn＞Si+Al；按步骤(5)热冲压成形后基体为马氏体，并有2.0-10.0％体积分数的残余奥氏体，热成形钢板的抗拉强度≥1900MPa，屈服强度≥1200MPa，总延伸率≥9.5％；同时，按步骤(5)将钢板于空气中加热至≤950℃保温≤5min热成形后钢板氧化层厚度≤4.2μm，即制备得到抗高温氧化的1900MPa级以上的超高强度高塑性热成形钢。
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