CN113802065A - 热冲压成形构件、热冲压成形用钢板以及热冲压工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种热冲压成形构件、热冲压成形用钢板以及热冲压工艺，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%；该构件兼具超高强度和良好的韧性，其硬区强度达到1800~2100Mpa以上，软区强度达到800~1200Mpa，同时软区具有优异的韧性。

Description

热冲压成形构件、热冲压成形用钢板以及热冲压工艺

技术领域

本发明涉及一种热冲压成形构件、热冲压成形用钢板以及热冲压工艺。

背景技术

汽车轻量化一直是汽车行业重点关注的课题之一。众所周知，热冲压钢因其超高的强度表现以及较低的制造成本同时不错的轻量化效果获得了广大汽车厂的青睐，其在车型上的应用量逐年提高。高强度的主要作用在于抵御碰撞侵入保护成员不直接受到伤害，然而，具有超高强度的热冲压成形用钢却无法解决碰撞能量吸收的问题。因此，如何兼顾抵御碰撞侵入变形与变形吸收能量是材料开发人员与车身设计人员在应用热冲压用钢时需要解决的问题。

基于上述需求，具有梯度性能的热冲压成形零件应运而生。根据零件应用特点，对碰撞变形吸能区（即软区）和抵御碰撞侵入区（即硬区）材料的性能进行差异化设计，碰撞变形吸能材料要求具有优异的延伸性和韧性，以保证在发生碰撞时，发生严重变形也不出现脆性断裂，显示出优异的能量吸收特性。而抵御碰撞侵入区的不能有明显的侵入变形，其材料则要求具有更高的强度，从而实现高强减重。常用的在零件上获得梯度性能的技术方案主要包括以下两种：

1）拼焊板技术。

将不同成分的钢板焊接在一起，经过相同的热冲压成形工艺后，成分上的差异使得热冲压成形零件获得梯度化的性能。同时，由于是拼焊板设计，软硬区材料厚度也可差异化设计，进而很好地兼顾了碰撞安全与轻量化效果。比如中国专利CN106488824B，通常情况下，热冲压后，拼焊板软区的强度可达500~1000MPa，而硬区的强度则达到1400~2100MPa。然而，由于增加了拼焊工序，在增加成本的同时，拼焊板的焊缝质量显著影响零件的最终性能，且存在潜在的焊缝弱化或破坏风险。

2）分段/梯度强化技术。

分段/梯度强化技术包括差异冷却技术、回火技术以及分区加热技术。即在同一厚度和成分的钢板上，通过特殊的热冲压工艺并结合特有模具结构和属性以实现材料组织的差异化，进而获得零件力学性能的梯度分布。

差异冷却技术：如中国专利CN102212742A、CN104831020A、CN103521581A、CN103409613A，在零件完全奥氏体化后，其通过模具的结构设计或模具特殊的表面处理使得零件不同区域形成差异化冷却，最终零件的硬区获得以马氏体为主的室温组织，而软区则包含铁素体、贝氏体和马氏体等的混合组织。但是，由于热冲压成形过程通常在数秒内完成，在如此短的时间内，对冷却淬火的调节和控制的要求较高，很难获得合理的强度分布。

又如中国专利CN107829037A， 该专利中的钢板在全奥氏体化后，通过控制硬区和软区在冷却过程中的相变，以使不同区域形成不同的组织特征和性能，其中，硬区为全马氏体组织，而软区由于在中温区间（400~500℃）保温，形成了残余奥氏体+贝氏体+马氏体的混合组织，从而获得了软硬区不同的强度。然而，该发明的不足之处在于，首先，为使得软区可以在模具中进行中温保温，需要在对应区域的模具中安装加热装置，因此，模具设计复杂且成本高、寿命短，其次，为保证软硬区具有优异的性能，材料成分中添加了大量的Al和Mn，钢铁生产难度大，生产成本高。

回火技术：如中国专利CN106687607A，在零件完全奥氏体化后，采用相同冷速使得零件获得以马氏体为主的室温组织，再通过对软区进行回火，使得马氏体发生回火软化，韧性也得到改善，从而获得合适的软区性能。然而，热冲压后再对软区进行回火处理，本身增加了生产工序，对于生产组织和成本控制均不利。

分区加热技术： 如中国专利CN103028645A，通过在加热装置中对料片不同区域实施不同的加热制度，从而控制不同区域加热时奥氏体化的程度，并在随后的冷却中形成马氏体含量差异的淬火组织，从而实现对最终成形后高强钢板材零件强度的控制和调节。然而，该发明中提到了各区域不同的奥氏体化程度在随后成型冷却后得到了不同含量的马氏体组织，也决定了零件各区域强度的差异，因此，为保证零件性能的稳定性，需要实现各加热区域的精确控温以达到目标的奥氏体化程度，且加热炉设备也需特殊设计，这些都增加了零件的生产制造成本。对于设备以及加热区域及工艺要求较高，零件生产的批量稳定性差。此外，该发明中提到了奥氏体化的程度决定了成形后零件强度的差异化，因此，为保证零件性能的稳定，需要精准控制各区域的温度从而调控奥氏体化程度。

此外，又如专利WO2017219427A1，设计了一种中C和中Mn含量的高强钢，通过0.22~0.48%C和5~9.5%Mn的添加，显著降低了奥氏体化以及马氏体相变开始温度，材料在加热到720℃以上即可发生奥氏体化，并使得室温组织中稳定了更多的残余奥氏体。再结合上述几种差异化的热冲压工艺，获得了具有不同残余奥氏体和马氏体含量的软区和硬区组织，硬区在达到1600MPa强度的同时，延伸率可以保持10%以上，而软区在达到900~1500MPa强度的同时，延伸率可达15%以上，显示出优异的软硬区性能。然而，此方案还存在一些弊端，即Mn含量的添加对于钢铁材料生产造成了显著的困难，生产成本较高。同时，该专利也忽视了软区组织特征对零件韧性以及碰撞能量吸收的影响。该发明中软区中的残余奥氏体含量偏高，达到30~60%，在变形早期，残余奥氏体易发生TRIP效应相变生成硬脆的马氏体相，并在后续的持续变形过程中，这些硬淬的马氏体相易发生脆性断裂，影响零件对于碰撞变形能量的进一步吸收，影响碰撞安全。

因此，需要开发合适的材料及热冲压工艺，以简化工艺，降低生产成本，且可以达到较好的分段/梯度强化零件的轻量化效果并兼顾其碰撞性能。

发明内容

针对现有技术存在的不足，本发明在于提供一种热冲压成形构件以及热冲压工艺，合金设计简单，工艺成本低，且最终热冲压构件的硬区和软区具有较高的强度，同时软区保持着优异的韧性。

众所周知，钢板的超高强度可使得汽车零件进行高强减重，轻量化效果显著，而材料的韧性和塑性共同反映了材料在变形过程中抵抗断裂的能力。常用的检测热冲压钢板韧性的方法是静态三点弯曲试验（VDA-238标准），即测试钢板达到峰值载荷时的弯曲角（即VDA最大弯曲角），而常用的检测钢板塑性的方法是室温拉伸实验（GBT228.1标准），即检测钢板拉伸断裂时的断后延伸率。随着钢板强度的提升，其韧性和塑性表现急剧降低，因此，高强度钢板在发生变形时，更容易出现脆性断裂。对于车身设计人员来说，需要兼顾轻量化和碰撞安全效果，即，对于硬区，在保证具有较高强度的情况下，材料具有一定的塑性和韧性即可，保证抵御碰撞侵入不发生脆断，对于软区，在保证具有一定强度的情况下，则需充分发挥其韧性和塑性优势。

本发明通过调整构件成分以及优化热冲压工艺，进而获得具有特定微观组织特征的热冲压成形构件，该构件兼具超高强度和良好的韧性，其硬区强度达到1800~2100Mpa以上，软区强度达到800~1200Mpa，同时软区具有优异的韧性。

为实现上述目的，在一个方面，本发明提供了一种热冲压成形构件，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%。

在一些实施方式中，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.28~0.40%的C、1.7~2.8%的Mn、0.11~0.2%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al、且Al+Si总含量为1~1.5%。优选的，Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%。

在一些实施方式中，在1~1.5%的Al+Si中，Al含量为0.52~0.8%。

需要说明的是，本发明中的Si和Al两者相配合共同促进了材料中的C从马氏体向奥氏体中的扩散和富集并抑制渗碳体的生成，进而使得钢板的室温组织中存在充足的残余奥氏体相，以改善钢板的塑性和韧性。但是，Al和Si的添加，导致了奥氏体化温度的升高，本发明中通过加入一定量的Mn，以促使钢板在给定的加热条件下实现硬区的全奥氏体化，并抑制钢材出现偏析而导致其延伸性和韧性的下降。即本发明中的Si、Al和Mn三者相互协同促进钢板的软区和硬区形成特定的显微组织，以实现优异的梯度性能。

所述构件以面积百分数计，其微观组织包含以下构成：

a）硬区组织：大于等于95%的马氏体、小于等于4%的铁素体、小于等于4%的残余奥氏体、0.1~1%的碳化物；

b）软区组织：5~15%的残余奥氏体、20~40%的铁素体、以及50~75%的马氏体+贝氏体。

进一步地，所述构件以面积百分数计，软区组织中包含0.1~1%的碳化物。

所述构件，其力学性能特征如下：a) 硬区具有1800~2100MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于5%，VDA最大弯曲角不低于40+7.5×（1.2-t），兼具超高强度和良好的韧性，满足了抵御碰撞侵入的需求；b）软区具有800~1200MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于13%，VDA最大弯曲角不低于70+25×（1.2-t）；其超高塑性和韧性的表现保证了软区具有优异的碰撞能量吸收效果。

进一步地，硬区VDA最大弯曲角不低于45+7.5×（1.2-t），软区VDA最大弯曲角不低于75+25×（1.2-t），其中，t代表钢板厚度。

在另一个方面，本发明还提供了一种用于制造上述热冲压成形构件的热冲压成形用钢板，所述热冲压成形用钢板以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%，Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%。

所述热冲压成形用钢板，以面积百分数计，其微观组织包含以下构成：5~15%的残余奥氏体、20~40%的铁素体、50~75%的马氏体+贝氏体。

在一些实施方式中，所述热冲压成形用钢板，以面积百分数计，其微观组织还包含：0.1~1%的碳化物。

所述热冲压成形用钢板，其力学性能特征如下：所述热冲压成形用钢板具有800~1200MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于13%，VDA最大弯曲角不低于70+25×（1.2-t）。优选的，所述热冲压成形用钢板的VDA最大弯曲角不低于75+25×（1.2-t）。

在一些实施方式中，所述热冲压成形用钢板，以质量百分数计，包含以下成分：0.28~0.40%的C、1.7~2.8%的Mn、0.11~0.2%的V、以及0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al、且Al+Si总含量为1~1.5%；优选的，在1~1.5%的Al+Si中，Al含量为0.52~0.8%。

在一些实施方式中，所述热冲压成形用钢板的厚度为0.8~3.0mm。

在一些实施方式中，所述热冲压成形用钢板的热处理工艺包括如下步骤：

a）将钢板加热至740~880℃，并进行保温；

b）快速冷却至300~500℃，并进行保温，保温时间为60~1200s；

c）然后冷却至100℃以下，获得所述的热冲压成形用钢板。

在一些实施方式中，在步骤b）中，快速冷却至350~450℃，保温时间为120~900s。

在另一个方面，本发明还提供了一种热冲压成形构件的热冲压工艺，包括如下步骤：

A）提供上述所述的热冲压成形用钢板；

B）将热冲压成形用钢板加工成热冲压成形坯料或预成型构件；

C）将硬区加热至880~960℃，以达到完全奥氏体化，且软区不加热或加热温度控制在400℃以下；

D）冲压成形并在模具中保压3~20s，同时冷却至200℃以下，然后将热冲压成形构件移出模具。

所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、以及1~1.5%的Al+Si。

在一些实施方式中，在步骤B）中，所述硬区加热方式包括电加热或感应加热，加热速度大于等于20℃/s。

在一些实施方式中，在步骤B）中，所述软区加热温度为150~400℃，优选170~300℃。

在一些实施方式中，在步骤B）中，软区和硬区采用相同的加热功率，且对软区进行遮挡加热。

在热冲压成形工艺方面，相较于现有技术中通过加热的方式使得钢板的不同区域形成不同的奥氏体化程度，本发明通过快速加热的方式使得硬区达到完全奥氏体化，软区采用不加热或低温加热或遮挡加热的方式，以使得软区在随后的成形及冷却后具有与热冲压前相同或近似的显微组织，这样，未热成型前优异的力学性能得到最大程度的保留。该工艺过程简单高效，易于控制且稳定性较优。同时，软区原始组织中的残余奥氏体在成形后得以部分保留，使得软区在具有高韧性和塑性以及较高强度的同时，在构件碰撞变形过程中，可发生TRIP效应，进一步提高了软区抵抗变形的能力。

综上所述，本发明具有以下有益效果：

1）优异的梯度性能设计从而达到最佳的轻量化和碰撞吸能效果：与现有技术相比，本发明所获得的具有梯度性能的热冲压成形构件，其硬区具有1800~2100MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于5%，VDA最大弯曲角不低于40+7.5×（1.2-t），兼具超高强度和良好的韧性，满足了抵御碰撞侵入的需求；

2）同时，软区具有800~1200MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于13%，VDA最大弯曲角不低于70+25×（1.2-t），其超高塑性和韧性的表现保证了软区具有优异的碰撞能量吸收效果；

3）另外，在构件发生碰撞变形时，软区显微组织中的一定量的残余奥氏体会发生TRIP效应，使得变形区域产生显著的加工硬化，从而进一步提高了软区抵抗变形的能力，显示出极佳的碰撞安全性和轻量化效果；

4）新颖的热冲压成形工艺：在硬区采用快速加热的方式达到完全奥氏体化的同时，软区采用不加热或低温加热或遮挡加热的方式，从而在随后的成形及冷却后，软区具有与热冲压前相同或近似的显微组织和性能，这个工艺过程简单高效，且软区在具有高韧性和塑性以及较高强度的同时，原始组织中的残余奥氏体得以保留，在构件碰撞变形过程中，可发生TRIP效应，进一步提高了软区抵抗变形的能力。

附图说明

图1为VDA弯曲实验结果与热冲压用钢板板厚的关系；

图2为合金成分为T1，热处理工艺为A6的热冲压钢板试样的显微组织形貌；

图3为合金成分为T1，热处理工艺为A6，热冲压模拟工艺为AA1的硬区试样显微组织形貌；

图4为合金成分为T1，热处理工艺为A6，热冲压模拟工艺为AA6的软区试样显微组织形貌；

图5为VDA弯曲实验结果与热冲压模拟的硬区钢板板厚的关系。

具体实施方式

参照附图对本发明做进一步说明。

本发明提供了一种热冲压成形构件，构件的厚度为0.8~3.0mm，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%，Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%。

优选的，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.28~0.40%的C、1.7~2.8%的Mn、0.11~0.2%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al、且Al+Si总含量为1~1.5%；再优选的，Al含量为0.52~0.8%。

所述构件以面积百分数计，其微观组织包含以下构成：

a）硬区组织：大于等于95%的马氏体、小于等于4%的铁素体、小于等于4%的残余奥氏体、0.1~1%的碳化物；

b）软区组织：5~15%的残余奥氏体、20~40%的铁素体、以及50~75%的马氏体+贝氏体。

优选的，所述构件以面积百分数计，软区组织中包含0.1~1%的碳化物。

所述构件，其力学性能特征如下：a) 硬区具有1800~2100MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于5%，VDA最大弯曲角不低于40+7.5×（1.2-t），兼具超高强度和良好的韧性，满足了抵御碰撞侵入的需求；b）软区具有800~1200MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于13%，VDA最大弯曲角不低于70+25×（1.2-t），其超高塑性和韧性的表现保证了软区具有优异的碰撞能量吸收效果。

进一步地，硬区VDA最大弯曲角不低于45+7.5×（1.2-t），软区VDA最大弯曲角不低于75+25×（1.2-t），其中，t代表钢板厚度。

本发明所述热成型构件的化学成分详细描述如下：

C：0.27-0.42%。

C是钢中主要固溶强化元素。为保证钢材的抗拉强度在1800~2100MPa，需要碳含量大于等于约0.27%。但是，如果碳含量超过0.42%，热冲压后马氏体基体的韧性和塑性均显著下降。因此，本发明所用的高强度钢的C含量在约0.27-0.42%之间。

Mn：1.50-3%。

Mn提高钢材淬透性，增加了奥氏体的稳定性，扩大奥氏体化相区降低全奥氏体化温度。当Mn含量低于约1.50%时，钢材的淬透性不足，难以获得超高强度，且不能弥补Al和Si的添加导致的奥氏体化温度升高，导致在本发明给定的热冲压加热条件下不能满足硬区的全奥氏体化处理。但是，当Mn含量过高时，钢材生产时容易出现偏析问题，对钢材的延伸性和韧性存在不利的影响，因此，本发明所用的高强度钢的Mn含量上限为约3%。优选1.7~2.8%。

Al和Si：总和1~1.5%。

本发明中的Al和Si共同促进了C从马氏体向奥氏体中的扩散和富集并抑制渗碳体的生成，进而使得钢板的室温组织中存在充足的残余奥氏体相，改善了钢板的塑性和韧性，是保证本发明中软区高强高延伸率的重要元素。当Si和Al的质量百分比总和低于1%时，其作用不显著。同时，Si和Al均是易氧化元素，当质量百分比之和超过1.5％，易造成产品表面质量变差，钢板内部氧化物夹杂增多，制造成本提高；同时，Al和Si均为扩大铁素体相区的元素，导致奥氏体化温度升高，过高的Al+Si元素的添加会导致硬区存在不能全奥氏体化的风险。因此，本发明所述的热成形钢板中Al和Si的质量百分比总和限定在1.0-1.5％。进一步地，Si含量限制为0.2~0.8%，Al含量限制为0.3~0.8%。更近一步地，Al含量限制为0.52~0.8%。

需要说明的是，本发明中的Si和Al两者相配合共同促进了材料中的C从马氏体向奥氏体中的扩散和富集并抑制渗碳体的生成，进而使得钢板的室温组织中存在充足的残余奥氏体相，以改善钢板的塑性和韧性。但是，Al和Si的添加，导致了奥氏体化温度的升高，本发明中通过加入一定量的Mn，以促使钢板在给定的加热条件下实现硬区的全奥氏体化，并抑制钢材出现偏析而导致其延伸性和韧性的下降。即本发明中的Si、Al和Mn三者相互协同促进钢板的软区和硬区形成特定的显微组织，以实现优异的梯度性能，即Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%。

V：0.05~0.3。

V是强碳化物形成元素，在热冲压的加热过程中，可以形成弥散细小的碳化物从而起到析出强化和原始奥氏体晶粒细化的作用。此外，一定量的钒的碳化物的析出也可以改善热成形零件的加工硬化性以及马氏体基体韧性。如果V含量低于约0.10%，则无法形成充足的碳化物，上述效果不显著。如果V含量高于约0.30%，则会导致生产成本上升。因此，优选V含量为约0.05-0.30%。进一步地，V含量限制为0.11~0.20% 。

本发明的余量成分是铁（Fe）。但是，在常规制造过程中来自原料或周围环境的杂质会不可避免地被混入，因此，不能排除这些杂质被混入。这些杂质是所属领域的普通技术人员均熟知的。

本发明所述热成型构件的显微组织详细描述如下：

对于硬区，为达到轻量化目的，需确保其具有最大的强度以及一定的塑性和韧性。而作为硬相，马氏体组织保证了硬区的超高强度，因此，为达到1800~2100MPa的强度，本发明中限定硬区材料中包含马氏体组织的面积百分数不低于95%。同时，硬区的显微组织中还包括少量的残余奥氏体。残余奥氏体可以提高钢材的延伸性，改善钢材的加工硬化能力。但残余奥氏体会降低钢材强度，因此，不宜过多，本发明限定硬区的残余奥氏体含量不高于4%。此外，硬区的显微组织中还包括0.1~1%的碳化物，其中，所述碳化物主要包含V的碳化物。在热冲压加热过程中，碳化物颗粒会在硬区的奥氏体晶界上析出，钉扎奥氏体晶粒，抑制了奥氏体晶粒的长大。碳化物颗粒也可在奥氏体晶粒内。在奥氏体晶粒内时，可起到析出强化的作用，使得钢材强度提高。由于碳化物的析出，钢材的碳含量得到一定的下降，在后续冷却过程中生产的马氏体韧性显著提高。但析出的碳化物总量不宜过多，否则碳化物颗粒的粗化趋势显著，反而导致钢材的韧性下降。最后，硬区显微组织不可避免地包括少量的铁素体。但一定量的铁素体与马氏体共同存在于钢材中时，两者形成较大的硬度差，当受到较大应力时，组织中的铁素体相易形成应力集中区域，造成钢材的提前开裂，影响零件的碰撞安全性。因此，硬区显微组织中应尽量避免铁素体相生成，即使生成其面积百分数也不应高于4%。

对于软区，为达到其碰撞能量吸收保证其碰撞安全性能的目的，除了需要高延伸率以满足大的变形吸能的需求，同时也需要较高的韧性以确保较大的局部应变下不发生开裂现象，因此，软区需确保其具有优异的塑性和韧性表现，同时具备高强度，即软区的显微组织需包括合适量的残余奥氏体。在大变形的情况下，这些残余奥氏体发生TRIP效应，显著改善钢材的加工硬化能力，从而起到能量吸收的作用。当残余奥氏体含量低于5%时，对于软区材料加工硬化能力的提升效果不显著，而残余奥氏体含量高于15%时，软区材料的强度偏低，且奥氏体含量过高会导致奥氏体中的C，Mn的含量下降从而降低其稳定性，导致材料变形初期就发生TRIP效应生成硬淬的马氏体相，这些硬淬相在后续变形时将显著降低材料韧性，导致零件断裂。此外，为保证软区具有较好强度、塑性、韧性的结合，显微组织中还需包含20~40%的铁素体以及50~75%的贝氏体和马氏体。进一步地，软区组织中还包含0.1~1%的碳化物。

本发明还提供了一种用于制造上述热冲压成形构件的热冲压成形用钢板，以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%，Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%；

优选的，所述热冲压成形用钢板以质量百分数计，包含以下成分：0.28~0.40%的C、1.7~2.8%的Mn、0.11~0.2%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al、且Al+Si总含量为1~1.5%。再优选的，Al含量为0.52~0.8%。

所述热冲压成形用钢板以面积百分数计，所述热冲压成形用钢板的厚度为0.8~3.0mm，其微观组织包含以下构成：5~15%的残余奥氏体、20~40%的铁素体、50~75%的马氏体+贝氏体。进一步地，还包括0.1~1%的碳化物。

其中，钢板化学成分的设计兼顾了热冲压钢板以及热冲压之后软硬区的强度、塑性和韧性的匹配。同时，为实现热冲压钢板以及热冲压之后软区的性能，在钢板中包含充足的残余奥氏体含量的同时，还需要存在较多量的铁素体、贝氏体以及马氏体。基于上述成分和显微组织设计，热冲压钢板将显示出优异的塑性和韧性同时较高的强度，从而保证优异的碰撞能量吸收特性并兼顾了轻量化效果。

所述热冲压成形用钢板具有800~1200MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于13%，VDA最大弯曲角不低于70+25×（1.2-t）；进一步地，VDA最大弯曲角不低于75+25×（1.2-t）。

在一些实施方式中，热冲压成形用钢板的热处理工艺包括如下步骤：

a）、将钢板加热至740~880℃，并进行保温；

b）、快速冷却至300~500℃，并进行保温，保温时间为60~1200s；优选的，快速冷却至350~450℃，保温时间为120~900s；

c）、然后冷却至100℃以下，获得所述的热冲压成形用钢板。

首先，将钢板加热到740℃以上，使得钢板发生部分奥氏体化或完全奥氏体化，加热温度不宜过高，过高温度会引起奥氏体晶粒粗化，降低钢板韧性。随后，将加热的钢板冷却至300~500℃进行中温保温，保温60~1200s。该保温过程中，马氏体中的C向未转变的奥氏体中扩散并富集，这些C富集的奥氏体在后续冷却至室温后不发生相变形成稳定的残余奥氏体相。如热冲压成形构件的软区中能存在一定量的残余奥氏体相，在发生碰撞变形时，残余奥氏体发生TRIP效应，改善了软区的加工硬化能力，提高了其碰撞能量吸收效果。但当保温温度过低或保温时间过短时，奥氏体中的C富集程度不够，钢板冷至室温后残余奥氏体相过少。温度过高或保温时间过程，则粗大渗碳体生成，同样降低了未转变奥氏体中C的富集，进而导致钢板中残余奥氏体相的减少。优选的，快速冷却至350~450℃，保温120~900s。中温保温完成后，钢板以任意方式冷却至100℃以下，获得目标组织和性能。

相应的，本发明还提供了一种热冲压成形构件的热冲压工艺，包括如下步骤：

A）、提供上述所述的热冲压成形用钢板；

B）、将热冲压成形用钢板加工成热冲压成形坯料或预成型构件；

C）、将硬区加热至880~960℃，以达到完全奥氏体化，且软区不加热或加热温度控制在400℃以下；其中，硬区加热方式包括电加热或感应加热，加热速度大于等于20℃/s；所述软区加热温度为150~400℃，优选的，软区加热温度为170~300℃；

D）、冲压成形并在模具中保压3~20s，同时冷却至200℃以下，然后将热冲压成形构件移出模具。

优选的，在步骤B）中，软区和硬区采用相同的加热功率，且对软区进行遮挡加热。

需要说明的是，本发明热冲压成形方法的设计主要是为了在保证硬区高强度的同时，在软区采用低温加热或不加热或遮挡加热的方式，这样，热冲压之前钢板优异的综合性能得到最大的保留。其中，加热时为保证硬区完全奥氏体化，加热温度需保证在880~960℃之间，过高则奥氏体晶粒粗化速度加快，影响最终热冲压成形构件的韧性。进一步地，为减少加热过程对软区的影响，硬区加热可选择电加热或感应加热等快速加热方法，加热速度保证在20℃以上。再进一步地，如软区选择进行加热，也可以采用与硬区不同的加热功率进行低温加热，但需保证加热温度控制在150~400℃，优选170~300℃。或者，软区可采用与硬区相同的加热功率，但需进行遮挡加热。

下面将参考示例性实施例来更详细地描述本发明。以下实施例或实验数据旨在示例性的说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。

准备具有表1所示组分的钢板，相应的制造工艺如下：

钢材经如下工艺制备成为实验钢板：

炼钢：按照表1成分由真空感应炉、电炉或转炉冶炼，利用连铸技术生产铸坯，或直接采用薄板坯连铸连轧工艺；

热轧：将钢坯加热至1250℃保温2h后在800℃~1200℃进行热轧，并在650℃以下进行卷曲，形成热轧钢卷，并对热轧卷进行酸洗以清除热轧过程中产生的氧化皮；

冷轧：将经过酸洗的热轧卷进行冷轧，冷轧压下量为30%~70%，得到厚度为1.2~2.0mm的冷轧钢卷。

表1 实验钢的化学成分（wt.%，余量为Fe和其他不可避免杂质元素）

其中，T1和T2合金为本发明的设计成分，而T3合金为22MnB5。随后，将表1中实验钢板进行热处理，并对热处理后的钢板按照GBT228.1室温拉伸标准和VDA-238三点弯曲标准进行抗拉强度、断后延伸率和最大弯曲角的检测，具体工艺参数及力学性能结果见表2。

表2 实验钢板的热处理工艺及力学性能结果

由表2可知，实施例A1~A10工艺下，T1和T2两种成分钢板抗拉强度可以达到830~1150MPa，断后延伸率达到13~19%，1.2mm的钢板VDA最大弯曲角可达82°以上，显示了优异的塑性和韧性以及较高的强度。此外，图1给出了T1和T2成分所有实施例VDA最大弯曲角随从钢板厚度变化的结果。由图可知，随着钢板厚度的增加，本发明合金的VDA最大弯曲角呈下降趋势，但其弯曲角结果均不低于73+25×（1.2-t），更进一步地，不低于78+25×（1.2-t），t代表钢板厚度。对于T1成分，当采用B1~B3工艺时，由于工艺参数不满足本发明要求，B1工艺下材料强度偏低而B2和B3工艺下材料的断后延伸率不足。而对于B4~B6工艺，由于其成分不满足本发明要求，即使采用本发明的工艺，也无法展示出优异的综合性能。

在扫描电镜下观察了A1~A7以及B1~B3的显微组织，典型组织特征如图2所示，并采用定量金相法分析了组织中各相的面积百分数。同时，采用X射线衍射法测试了残余奥氏体含量。相应的显微组织结果如表3所示。其中，F代表铁素体，M+B代表马氏体和贝氏体，RA代表残余奥氏体。

表3 实验钢板（热冲压前）的显微组织结果

由表3可知，实施例A1~A7工艺下，T1和T2两种成分钢板中，铁素体面积百分数约为22~40%，马氏体和贝氏体的面积百分数约为51~71%，残余奥氏含量约为7~15%。上述的成分设计和组织特征也使得钢板具有优异塑性和韧性以及较高的强度。而B1工艺下，由于加热温度偏低，显微组织中铁素体含量较多，材料强度偏低。B2工艺下，由于中温保温温度较高，由于渗碳体的析出影响了未转变奥氏体中的C富集，因此，残余奥氏体含量偏低，进而导致了材料的塑性偏低。B3工艺下，由于中温保温时间较短，未转变奥氏体中的C富集较差，残余奥氏体含量偏低，材料的塑性较差。

充足的残余奥氏体相对于钢板的塑性和韧性起到重要的作用，同时也是保证软区具有高强度延伸率的重要因素。本发明中适宜含量的Al和Si共同促进了C从马氏体向奥氏体中的扩散和富集并抑制渗碳体的生成，进而使得钢板的室温组织中存在充足的残余奥氏体相。另外，在构件发生碰撞变形时，软区显微组织中的残余奥氏体会发生TRIP效应，使得变形区域产生显著的加工硬化，从而进一步提高了软区抵抗变形的能力，显示出极佳的碰撞安全性和轻量化效果。

随后，对表2中A6~A10以及B4工艺的钢板进行热冲压模拟，相应的软硬区加热工艺如表4所示。其中，AA1~AA5及BB1模拟了在软区不加热时的硬区加热过程，而AA6~AA9则模拟了在硬区加热工艺固定时的软区低温加热或遮挡加热过程，随后，钢板在模具中保压10s冷却至100℃以下取出。

表4 实验钢板的热冲压加热工艺

分别对热冲压模拟后钢板的抗拉强度、断后延伸率以及VDA最大弯曲角进行测试。随后，对模拟后部分钢板的显微组织进行分析，并采用X射线法检测残余奥氏体的体积分数。最后，利用透射电子显微镜对部分试样中的碳化物总量进行统计。最终的结果见表5。其中，由于AA1~AA5及BB1软区并未进行加热，其性能和组织特征与热冲压模拟前钢板一致，因此，并未再次进行性能和组织测试。而AA6~AA9硬区热冲压工艺与AA1相同，因此，并未再次对其硬区的性能和组织进行测试。图3和图4则显示了热冲压模拟后软硬区的典型显微组织形貌。

本发明的软区采用不加热或低温加热或遮挡加热的方式，从而在随后的成形及冷却后，软区具有与热冲压前相同或近似的显微组织和性能，以使软区具有高韧性和塑性以及较高强度的同时，原始组织中的残余奥氏体得以保留，在构件碰撞变形过程中，可发生TRIP效应，进一步提高了软区抵抗变形的能力。

表5 热冲压模拟后的钢板的力学性能、残余奥氏体含量以及碳化物总量

由图表结果可知，AA1~AA5工艺模拟了硬区的热冲压过程，经过热冲压后，硬区主要的显微组织为马氏体组织，其面积百分数在95%以上，残余奥氏体含量约为3%，碳化物总量超过0.1%。上述的显微组织特征，使得硬区的抗拉强度达到1900~2100MPa，断后延伸率在5%以上，1.2mm钢板的VDA最大弯曲角达到47~49°。图5显示了硬区VDA最大弯曲角随钢板厚度的变化。同样，随着钢板厚度的增加，硬区的VDA最大弯曲角也呈现下降的趋势，但其弯曲角结果均不低于40+7.5×（1.2-t），更进一步地，不低于45+7.5×（1.2-t）。BB1工艺则显示了22MnB5成分钢板在采用本发明的热冲压工艺后硬区的性能。相比之下，在热冲压工艺相同的情况下，本发明合金的硬区的抗拉强度显著高于22MnB5，再结合其较好的塑性和韧性，本发明合金的硬区将具有更优的轻量化潜力。

AA6~AA9工艺则模拟了软区低温加热或遮挡加热条件的热冲压过程。由图表可知，软区的显微组织较热冲压用钢板变化不显著，仍以铁素体、马氏体、贝氏体以及残余奥氏体的混合组织为主，但残余奥氏体由于成形出现少量减少，但总量仍能达到8%以上。同时，由于加热的影响，马氏体组织经过了一定程度的回火，应力得到释放，材料强度随加热温度产生一定的下降。当加热温度达到400℃时，抗拉强度为860MPa，接近设计下限。因此，考虑到170~400℃加热或遮挡加热的工艺下，软区在抗拉强度达到800~1000MPa的同时断后延伸率达到18%以上，1.2mm钢板的VDA最大弯曲角达到87.2°以上，显示出优异的强塑韧性的结合。在发生碰撞变形时，软区钢板上述的组织和性能特征将提高钢板的能量吸收能力和碰撞安全性。

综上，在AA1~AA5的工艺下，对钢板的硬区进行快速加热使其达到完全奥氏体化，并在随后的成形工艺中形成以马氏体为主的显微组织，保证了硬区具有较高的强度，而对软区进行不加热处理使其保持原有显微组织；在AA6~AA9的工艺下，对软区进行低温加热或遮挡热处理，软区的显微组织较热冲压钢板变化不显著，依然保持着较高的强度和韧性。相对于现有技术，整个工艺过程简单高效，稳定性好，且能耗低，更有利于工业化生产。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例，凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理前提下的若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (21)

1.热冲压成形构件，其特征在于，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%；所述构件以面积百分数计，其微观组织包含以下构成：

a）硬区组织：大于等于95%的马氏体、小于等于4%的铁素体、小于等于4%的残余奥氏体、0.1~1%的碳化物；

b）软区组织：5~15%的残余奥氏体、20~40%的铁素体、以及50~75%的马氏体+贝氏体。

2.权利要求1所述的热冲压成形构件，其特征在于，所述构件以质量百分数计，包含以下成分：0.28~0.40%的C、1.7~2.8%的Mn、0.11~0.2%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al、且Al+Si总含量为1~1.5%。

3.权利要求2所述的热冲压成形构件，其特征在于，Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%。

4.权利要求3所述的热冲压成形构件，其特征在于，在1~1.5%的Al+Si中，Al含量为0.52~0.8%。

5.权利要求1所述的热冲压成形构件，其特征在于，所述构件以面积百分数计，在软区组织中，其微观组织包含0.1~1%的碳化物。

6.权利要求1~5中任一项所述的热冲压成形构件，其力学性能特征在于，

a) 硬区：具有1800~2100MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于5%，VDA最大弯曲角不低于40+7.5×（1.2-t）；

b）软区：具有800~1200MPa的抗拉强度，断后延伸率不低于13%，VDA最大弯曲角不低于70+25×（1.2-t）。

7.权利要求6所述的热冲压成形构件，其特征在于，硬区VDA最大弯曲角不低于45+7.5×（1.2-t）。

8.权利要求6所述的热冲压成形构件，其特征在于，软区VDA最大弯曲角不低于75+25×（1.2-t）。

9.一种热冲压成形用钢板，用于制造权利要求1~8任一项所述的热冲压成形构件，其特征在于，所述的热冲压成形用钢板以质量百分数计，包含以下成分：0.27~0.42%的C、1.5~3%的Mn、0.05~0.3%的V、0.2~0.8%的Si、0.3~0.8%的Al，其中，Al+Si总含量为1~1.5%，Mn的含量大于Al+Si的总含量，且两者之差大于等于0.3%。

10.权利要求9所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，以面积百分数计，其微观组织包含：5~15%的残余奥氏体、20~40%的铁素体、以及50~75%的马氏体+贝氏体。

11.权利要求10所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，以面积百分数计，其微观组织包含：0.1~1%的碳化物。

12.权利要求9~11任一项所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，所述的热冲压成形用钢板具有800~1200MPa的抗拉强度，不低于13%的断后延伸率，不低于70+25×（1.2-t）的VDA最大弯曲角。

13.权利要求12所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，所述的热冲压成形用钢板具有不低于75+25×（1.2-t）的VDA最大弯曲角。

14.权利要求9所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，所述的热冲压成形用钢板的厚度为0.8~3.0mm。

15.权利要求9所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，生产所述的热冲压成形用钢板的热处理工艺包括如下步骤：

a）、将钢板加热至740~880℃，并进行保温；

b）、然后快速冷却至300~500℃，并进行保温，保温时间为60~1200s；

c）、然后冷却至100℃以下，获得所述的热冲压成形用钢板。

16.权利要求15所述的热冲压成形用钢板，其特征在于，在热处理工艺步骤b）中，快速冷却至350~450℃，保温时间为120~900s。

17.一种热冲压工艺，其特征在于，包括如下步骤：

A）提供权利要求9~16任一项所述的热冲压成形用钢板；

B）将热冲压成形用钢板加工成热冲压成形坯料或预成型构件；

C）将硬区加热至880~960℃，以达到完全奥氏体化，且软区不加热或加热温度控制在400℃以下；

D）冲压成形并在模具中保压3~20s，同时冷却至200℃以下，然后将热冲压成形构件移出模具。

18.权利要求17所述的热冲压工艺，其特征在于，在步骤C）中，所述硬区加热方式包括电加热或感应加热，加热速度大于等于20℃/s。

19.权利要求17所述的热冲压工艺，其特征在于，在步骤C）中，所述软区加热温度为150~400℃。

20.权利要求17所述的热冲压工艺，其特征在于，在步骤C）中，所述软区加热温度为170~300℃。

21.权利要求17所述的热冲压工艺，其特征在于，在步骤C）中，软区和硬区采用相同的加热功率，且对软区进行遮挡加热。

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