CN113584391A

CN113584391A - 一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢及其制备方法

Info

Publication number: CN113584391A
Application number: CN202110888137.5A
Authority: CN
Inventors: 张施琦; 刘静; 黄峰
Original assignee: Wuhan University of Science and Engineering WUSE
Current assignee: Wuhan University of Science and Engineering WUSE; Wuhan University of Science and Technology WHUST
Priority date: 2021-08-03
Filing date: 2021-08-03
Publication date: 2021-11-02

Abstract

本发明公开了一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢及其制备方法，涉及汽车超高强度钢技术领域，该热成形钢的化学成分质量百分比为：C：0.21～0.24％、Si：0.27～0.34％、Mn：1.1～1.3％、S：≤0.005％、P：≤0.01％、Al：0.02～0.05％、Cr：0.15～0.2％、B：0.002～0.003％、Ta：0.02～0.06％、Fe：余量；该热成形钢的制备步骤包括：铁水脱硫并转炉冶炼、浇铸成坯‑‑将坯料加热并进行均质化处理‑‑热轧‑‑卷取‑‑酸洗‑‑冷轧‑‑热冲压成形。本发明通过添加微量Ta以及控制加工工艺，使钢中形成纳米尺度碳化钽析出相并细化晶粒，协同提升了钢材的强度、塑性和抗氢致延迟开裂抗力。

Description

一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及汽车超高强度钢技术领域，特别涉及一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢及其制备方法。

背景技术

超高强度钢在汽车中的应用是实现轻量化、节能减排和协同提升安全性的必由之路，高强度薄板钢由于强度高，厚度小，采用传统的冷冲压成形工艺时，极易出现回弹变形、起皱开裂、尺寸精度差以及成形抗力大、模具寿命低等问题，相比之下，热冲压成形作为近年来迅猛发展的新兴技术，其利用材料高温状态下良好的塑性进行成型，并同时淬火以获得超高强度的构件，从而有效减少回弹和提升尺寸精度；

目前，应用最广泛的热成形钢是22MnB5，其常用于汽车的关键承力结构件，如A柱、B柱、保险杠等，然而，随着热成形钢应用越来越广泛，也暴露出其塑性不足、碰撞吸能差和氢致延迟开裂等问题，其中以氢致延迟开裂为甚，这主要是由于热成形钢具有高强度以及含大量缺陷的马氏体组织，其在熔炼、酸洗和焊接过程等生产和服役过程中会不可避免会引入少量的氢，这些氢的进入便会显著恶化钢材的力学性能导致延迟开裂；

一般而言，随着强度的提高，钢材的塑性和氢致延迟开裂抗力均会降低，因此，协同提升热成形钢的强度、塑性和氢致延迟开裂抗力成为了当前的技术难题；为此，我们提出一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢及其制备方法。

发明内容

本发明的主要目的在于提供一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢及其制备方法，通过添加Ta微合金化达到细化晶粒和增加氢陷阱的作用，以解决目前热成形钢存在的强度、塑性和氢致延迟开裂抗力难以协同提升的技术问题。

为实现上述目的，本发明采取的技术方案为：一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢，按化学成分质量百分配比计，包括C：0.21～0.24％、Si：0.27～0.34％、Mn：1.1～1.3％、S：≤0.005％、P：≤0.01％、Al：0.02～0.05％、Cr：0.15～0.2％、B：0.002～0.003％、Ta：0.02～0.06％、余量为Fe。

优选的，所述热成型钢的微观组织为板条马氏体组织加弥散纳米碳化钽析出相。

一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备方法，包括如下步骤：

Step1：对铁水进行脱硫，通过转炉冶炼，完成后进行浇铸成坯，得到铁质坯料；

Step2：将上述坯料加热至1220～1250℃进行均质化处理；

Step3：对均质化处理后的坯料进行热轧，终轧温度保持在860～910℃；

Step4：对上述热轧后的坯料进行卷取，卷取温度520～620℃；

Step5：卷取后进行酸洗；

Step6：再进行冷轧，且冷轧总压下率55～65％；

Step7：对加工料进行热冲压成形，具体加热至910-940℃后保温，在加工淬火一体化模具中热冲压成形；

Step8：完成1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备。

优选地，所述Step2中坯料加热均质化处理时长为1-2h。

优选地，所述Step7中加工料热冲压成型中加热后的保温时长为3-5min。

本发明具有如下有益效果：

一、本发明制备的热成形钢具有优良的强、韧性能，通过Ta微合金化使钢晶粒细化，并析出TaC析出相，通过两者共同作用实现抗拉强度≥1700MPa，延伸率≥7％。

二、本发明制备的热成形钢具有优异的氢致延迟开裂抗力，在0.5mol/LH₂SO₄+0.25g/L硫脲中充氢1小时后(电流密度0.5mA/cm²)，测得的氢脆敏感性≤45％。其原因在于钢中析出的纳米级TaC析出相可起到氢陷阱作用，阻碍氢向缺陷处的富集，从而提高氢致延迟开裂抗力。

当然，实施本发明的任一产品并不一定需要同时达到以上所述的所有优点。

附图说明

图1为本发明比较例(a)和实施例(b-c)的原奥氏体晶粒形貌；

图2为本发明实施例析出相的透射电镜形貌图。

具体实施方式

下面将对本实用发明例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢，按化学成分质量百分配比计，包括C：0.21～0.24％、Si：0.27～0.34％、Mn：1.1～1.3％、S：≤0.005％、P：≤0.01％、Al：0.02～0.05％、Cr：0.15～0.2％、B：0.002～0.003％、Ta：0.02～0.06％、余量为Fe；

其中，热成型钢的微观组织为板条马氏体组织加弥散纳米碳化钽析出相。一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备方法，包括如下步骤：

Step2：将上述坯料加热至1220～1250℃进行均质化处理；坯料加热均质化处理时长为1-2h；

Step4：对上述热轧后的坯料进行卷取，卷取温度520～620℃；

Step5：卷取后进行酸洗；

Step6：再进行冷轧，且冷轧总压下率55～65％；

Step7：对加工料进行热冲压成形，具体加热至910-940℃后保温，在加工淬火一体化模具中热冲压成形；加工料热冲压成型中加热后的保温时长为3-5min；

Step8：完成1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备。

本方案中，在钢中添加Nb、Ti等微合金化元素，可形成大量弥散分布的碳化物析出相，这些析出相可钉扎位错运动和细化晶粒，从而同时提高钢材的强度和塑性，而且钢中的碳化物通常可作为高能氢陷阱捕获氢，因此，还可起到提高氢致延迟开裂抗力的作用。

方案中，C：碳可以通过固溶在马氏体中以及形成碳化物析出相来起到显著强化钢材的效果，碳过低时材料强度低且焊接后易引起热影响区软化，过高时会而恶化可焊性和韧性，因此选取的含量范围为0.21～0.24％。

Si：硅是炼钢时的脱氧剂和还原剂，适量的硅可固溶于钢基体中起到强化效果，Si在热成形钢中的添加还可以通过形成氧化物薄膜提高其热加工时的氧化抗力，并减少马氏体淬火应力，但过高的Si含量可能会导致塑性、可焊性降低，因此，本发明Si含量限制在0.27～0.34％。

Mn：锰在钢中可起到固溶强化作用，同时可提高淬透性，但其含量过高时，易与S结合形成MnS夹杂或偏析带，从而恶化钢的氢致延迟开裂抗力，因此，本发明Mn含量限制在1.1～1.3％。

Al：钢冶炼时的另一种添加剂，其一方面可起到脱氧作用，另一方面，可与N结合生成AlN而细化晶粒，当钢中Al添加至0.05％以上时，脱氧效果不再显著改变，且过高时易恶化可焊性，因此，本发明Al含量限制在0.02～0.05％。

Cr：铬在热成形钢中的添加可提高钢的回火稳定性、淬透性，以及耐腐蚀性能，综合经济性和性能因素，本发明Cr含量限制在0.15～0.2％。

B：微量的硼添加可以显著提高钢的淬透性，但其含量过低或过高时效果不佳，因此，本发明B含量限制在0.002～0.003％。

Ta：是强碳化物形成元素，可与钢中C形成碳化钽析出相，从而起到阻碍原奥氏体晶粒长大的效果，最终通过细晶强化和析出强化显著提高钢的强度，此外，TaC析出相还能起到氢陷阱作用，阻碍氢向缺陷处的富集，从而提高氢致延迟开裂抗力，但添加量过高时，对性能的改善作用逐渐减弱，综合考虑经济性和性能指标，本发明Ta含量限制在0.02～0.06％。

此外，本发明之所以控制坯料加热温度为1220～1250℃，是因为该温度下各类合金元素和杂质元素能完全固溶，从而尽可能消除成分偏析；之所以控制终轧温度为860～910℃和卷曲温度520～620℃，是由于该温度有利于Ta的碳化物析出；之所以控制冷轧总压下率55～65％，是为了在钢中产生大量位错以促进后续TaC析出相形核；之所以选择910-940℃温度区间进行热成形，是因为该温度区间析出TaC析出相的体积分数较高且奥氏体晶粒度较小，低于该温度后钢材可加工性变差且析出量增加不明显，而高于该温度区间析出量不足且晶粒尺寸过大。

采用本发明所述的实施例及比较例热成形钢的化学成分，如表1所示，各钢材均按照如下工艺制备，包括：

Step1：铁水脱硫并转炉冶炼、浇铸成坯；

Step2：将坯料加热至1230℃均质化处理1h；

Step3：进行热轧：终轧温度890℃；

Step4：进行卷取：卷取温度550℃；

Step5：进行酸洗；

Step6：进行冷轧：冷轧总压下率60％；

Step7：进行热冲压成形:加热至930℃保温3min后，在加工淬火一体化模具中热冲压成形。

取一组比较例和两组实施例进行化学质量成分的比较和力学性能及氢脆敏感性的对比，比较数据如下表所示。

表1为本发明实施例及比较例的化学成分(质量分数％)

表2为本发明实施例及比较例的力学性能及氢脆敏感性

	抗拉强度，MPa	延伸率，％	氢脆敏感性，％
				比较例1	1692	7.1	68.9
实施例1	1729	7.3	42.5
				实施例2	1738	7.4	33.8

参阅图1-2所示，采用本发明实施例及比较例热成形钢，通过机械研磨和抛光后，利用饱和苦味酸浸蚀，采用光学显微镜所观察到的晶粒形貌如图1，其中比较例1、实施例1和实施例2分别如图1(a)、(b)、(c)所示；

利用电解双喷法制备实施例及比较例的薄膜试样，并利用透射电镜进行观察，得到的形貌图如图2，结果表明，与比较例相比，实施例的晶粒尺寸明显细化，且钢中存在大量纳米级，弥散分布的析出相，这导致其具有优异的氢致延迟开裂抗力和高的强、韧性，应用效果更优。

在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“示例”、“具体示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不一定指的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任何的一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。

以上公开的本发明优选实施例只是用于帮助阐述本发明。优选实施例并没有详尽叙述所有的细节，也不限制该发明仅为的具体实施方式。显然，根据本说明书的内容，可作很多的修改和变化。本说明书选取并具体描述这些实施例，是为了更好地解释本发明的原理和实际应用，从而使所属技术领域技术人员能很好地理解和利用本发明。本发明仅受权利要求书及其全部范围和等效物的限制。

Claims

1.一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢，其特征在于，按化学成分质量百分配比计，包括C：0.21～0.24％、Si：0.27～0.34％、Mn：1.1～1.3％、S：≤0.005％、P：≤0.01％、Al：0.02～0.05％、Cr：0.15～0.2％、B：0.002～0.003％、Ta：0.02～0.06％、余量为Fe。

2.根据权利要求1所述的一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢，其特征在于，所述热成型钢的微观组织为板条马氏体组织加弥散纳米碳化钽析出相。

3.一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

Step2：将上述坯料加热至1220～1250℃进行均质化处理；

Step4：对上述热轧后的坯料进行卷取，卷取温度520～620℃；

Step5：卷取后进行酸洗；

Step6：再进行冷轧，且冷轧总压下率55～65％；

Step8：完成1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备。

4.根据权利要求3所述的一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备方法，其特征在于，所述Step2中坯料加热均质化处理时长为1-2h。

5.根据权利要求4所述的一种1700MPa级抗氢致延迟开裂热成形钢的制备方法，其特征在于，所述Step7中加工料热冲压成型中加热后的保温时长为3-5min。