CN113957358B - 抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法，属于金属材料领域。成分为C：0.40％～0.44％，Si：0.35％～0.44％，Mn：1.4％～1.5％，Cr：1.9％～2.4％，P≤0.01％，S≤0.005％，稀土元素Y：0.015％～0.055％，Nb：0.045％～0.06％，V：0.15％～0.2％，其中V/Nb＝2.5～4.5，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明通过将冷轧钢板加热到700～730℃，保温2～4h后空冷至室温，所得热成形钢基板显微组织为铁素体+球状碳化物(平均直径为0.1～0.4μm)+少量沿晶块状马氏体(体积分数为4％～10％)，其屈服强度和抗拉强度低、延伸率高，综合力学性能优良，拉伸曲线呈现连续屈服特征，提升了热冲压成形前的预先冷冲压成形性能。热成形基板(退火板)经热成形工艺淬火处理后，抗拉强度＞2200MPa，延伸率≥7.5％，满足了汽车轻量化的技术需求。

Description

抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法

技术领域

本发明属于金属材料加工领域，特别是涉及一种易于预先冷冲压成形制备抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法。

背景技术

随着汽车“轻量化”和“碳中和”等概念的提出以及碰撞法规的日益严格，汽车用钢的强度大幅度提升，当构件的强度≥1000MPa，传统的冷冲压在超高强钢板的成形过程中表现出很多不足，因此高强度热冲压成形技术应势而生。已经商业化应用的热成形钢零部件主要以1500MPa级(22MnB5)，1800MPa级(30MnB5)和2000MPa级(35MnB5)为主，较高强度的热成形钢在实现汽车轻量化和低碳环保方面起到很重要的作用。

钢铁厂给客户提供的供货态热成形基板大部分为退火钢板，表现为低强度，低硬度和高塑性，因为钢板在进行热冲压成形的前一道工序一般要根据成形后的零件尺寸进行精确冲裁；另外，间接热冲压成形工艺中需要对钢板先进行预先冷冲压变形，其变形量较大约90～95％之间，因此在实际生产过程中，对冷轧钢带开展退火热处理工艺至关重要。然而影响退火后组织性能的主要工艺参数包括加热速度、保温温度、保温时间、冷却速度和退火气氛，其中退火保温温度和保温时间的变化决定了退火过程的热激活条件，这对于实质上是热激活扩散行为引起的退火组织结构变化将产生重要影响。此外，在选择保温温度和保温时间时，应注意到它们的增加会产生较多的能源损耗，尤其是保温时间的增加会引起退火周期延长，生产率降低。这些影响使得钢的生产成本增加，市场竞争力削弱。因此，在合理选择保温温度和保温时间时，除了注意到它们对于该板性能的影响规律之外，还应考虑它们对于钢板生产成本的影响。

中国发明专利申请(申请公布号CN 106811689 A，申请公布日：2017-06-09)公开了一种抗拉强度≥2000MPa的热成形钢的制备方法，其化学成分质量百分比为：C：0.3％～0.5％，Si：1.2％～1.7％，Mn：1.4％～2.0％，Als：0.01％～0.07％，Cr≤1.5％，P≤0.008％，S≤0.005％，B：0.001％～0.01％，Ti：0.05％～0.1％，Nb：0.01％～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基板，其中当罩式退火温度为700℃，并在此温度保温8h，可得到屈服强度为424MPa，抗拉强度为616MPa，延伸率为19.5％的热成形退火板，退火保温时间较长，并且该专利热成形钢的化学成分较为复杂，Si含量较高，表面产生难以去除的高Si氧化铁皮影响表面质量，B和Ti元素的加入易形成夹杂物降低钢的延伸率和疲劳性能。

中国发明专利申请(申请公布号CN 110257702 B，申请公布日：2021-04-27)公开发布了一种热冲压成形用钢及其热成形方法，所述热成形钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.11％～0.30％，Si：0.19％～0.35％，Mn：0.8％～1.9％，Als：0.015％～0.06％，Cr：0.21％～0.50％，P≤0.010％，S≤0.010％，Mo：0.11％～0.25％，Ni≤3.0％，Nb：0.03％～0.07％，Ca：0.0004％～0.006％，并且含有以下元素中的一种或多种：B：0.0004％～0.005％，Ti：0.046％～0.06％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，其生产工艺为：冶炼-连铸-铸坯加热-热连轧-酸洗-冷轧-退火-落料-热成形，该专利并未给出热成形前基板的退火工艺以及力学性能，添加了Mo、Ni等贵重合金元素，造成生产成本高，且其抗拉强度级别较低，仅为1500MPa级别。

发明内容

本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供了一种易于预先冷冲压成形制备抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法，冷轧板经700～730℃，保温2～4h后空冷至室温，由于提升C和Cr微合金元素可大幅度提升实验钢的淬透性，从而实现退火钢板拥有体积分数为4％～10％的块状沿晶马氏体，铁素体以及球状碳化物(平均直径为0.1～0.4μm)，具有低强度，高延伸率的特征，拉伸曲线呈现连续屈服特征，易于冷冲压成形。钢中加入稀土元素Y可以有效净化钢质，显著降低磷、硫、氧及低熔点元素的有害作用，提升了钢板的塑韧性和疲劳性能，进一步提高了钢板的冷成形性能。本发明通过合理且简单的成分设计和优化制备工艺参数，提高了热成形钢基板的成形性能并节约生产成本，具有非常好的实现性和经济性。

一种抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板，其特征在于化学成分以质量百分比计为C：0.40％～0.44％，Si：0.35％～0.44％，Mn：1.4％～1.5％，Cr：1.9％～2.4％，P≤0.01％，S≤0.005％，稀土元素Y：0.015％～0.055％，Nb：0.045％～0.06％，V：0.15％～0.2％，其中V/Nb＝2.5～4.5，其余为Fe和不可避免的杂质。

上述各元素的作用及配比依据如下：

C：C元素在钢中是不可缺少的提高其强度，硬度和淬透性的元素，在热成形钢中主要以固溶碳原子和碳化物两种形式存在，马氏体中固溶碳含量的增加可以显著提高其强度和硬度。碳化物可以细化组织，钉扎位错和成为氢陷阱，从而改善材料的综合性能。但是，过高的碳含量会恶化材料的塑韧性和焊接性能，C含量必须控制在0.40％～0.44％。

Si：Si元素的添加主要是用来抑制渗碳体等碳化物的析出，过高的Si含量会带来一系列表面质量问题，比如表面氧化色和过多的氧化铁皮压入缺陷，Si含量须控制在0.35％～0.44％。

Mn和Cr：这两种元素在热成形钢中的主要作用很相近，均可提高试验钢的淬透性。Mn含量过高会带来中心偏析和带状组织问题。在传统热成形钢的成分体系中主要靠B元素提高其淬透性，但是B元素的添加易生成BN恶化实验钢性能，因此需要额外添加Ti元素避免“硼脆”现象，但B和Ti的加入会降低钢的塑韧性和疲劳性能，本发明采用提“Cr”代替“B和Ti”元素。Mn含量控制在1.4％～1.5％，Cr含量控制在1.9％～2.4％。

Nb和V：Nb主要用于细化晶粒，阻止奥氏体晶粒长大，降低珠光体片层间距，析出的第二相粒子可以起到一定的析出强化作用，Nb含量控制在0.045％～0.06％。V以细小的碳(氮)化物形式存在时，能够细化晶粒，从而降低钢的氢致延迟断裂敏感性，V以固溶形式存在时，能够提高淬透性，从而提高强度，V含量控制在0.15％～0.2％。

Y：稀土元素Y具有强的脱氧、脱硫能力，并能改变硫化物夹杂形貌，可提高钢板的塑性，降低各向异性。稀土Y可深度降低氧和硫的含量，降低磷及低熔点等元素的有害作用，有效提高钢板的塑韧性及冷成形性能。稀土Y的含量控制为0.015％～0.055％。

如上所述的一种抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法，其特征在于制备步骤如下：

(1)按照上述化学成分质量百分比冶炼铸坯；

(2)将满足所述超高强度热成形钢化学成分的铸坯以10℃/s的加热速度快速加热至1250～1300℃，保温3.5h，然后进行锻造，开锻温度≥1150℃，终锻温度≥950℃，得到锻坯；

(3)将所述锻坯以10℃/s的加热速度快速加热至1200～1250℃，保温1h；

(4)锻坯出炉后先粗轧，然后进行精轧，精轧终轧温度控制在870～900℃左右，最后一道次压下率控制在20％～30％，终轧后以不小于50℃/s的冷却速度快速冷却至卷取温度，卷取温度控制在660～680℃左右，得到3mm厚热轧钢带，热轧板的组织为全珠光体组织；

(5)将所述热轧钢带进行酸洗、除氢后冷轧，冷轧压下率控制在60％，最后一道次的冷轧压下率控制在10％～15％，得到1.2mm厚的冷轧钢带；

(6)将所述冷轧钢带加热至700～730℃，保温2～4h后空冷至室温，通过以上热处理工艺可获得球状渗碳体(平均直径为0.1～0.4μm)弥散分布在铁素体基体上，同时组织中存在体积分数为4％～10％的沿晶块状马氏体组织的热成形钢基板；

(7)将所述热成形钢基板进行奥氏体化后淬火处理，奥氏体化温度控制在880～910℃，保温时间为5～15min，使其完全奥氏体化后进行淬火处理，淬火冷却速度控制在1.0～10℃/s即可，通过以上热处理工艺可获得弥散碳化物分布于马氏体基体组织的超高强度热成形钢板。

进一步地，所述热成形钢基板的微观组织为：铁素体+球状碳化物(平均直径为0.1～0.4μm)+沿晶块状马氏体(体积分数为4％～10％)。

进一步地，所述热成形钢基板综合力学性能优良，屈服强度≤390MPa，抗拉强度≤650MPa，总延伸率≥24.5％，拉伸曲线呈现连续屈服特征，易于冲压成形。

进一步地，所述热成形钢基板完全奥氏体化后淬火至室温的微观组织为：马氏体(体积分数为90％～98％)+残留奥氏体+球状碳化物。

进一步地，所述热成形钢基板完全奥氏体化后淬火至室温的力学性能为：抗拉强度＞2200MPa，屈服强度＞1400MPa，延伸率≥7.5％。

本发明的有益效果

与现有高强度热成形钢和现有制备技术相比，本发明具有以下优点：

(1)本发明钢成分简单，工艺创新，有利于实现绿色生产。将热成形冷轧钢带加热700～730℃，保温2～4h后空冷至室温，通过该热处理工艺可获得“铁素体+球状碳化物(平均直径为0.1～0.4μm)+少量沿晶块状马氏体(体积分数为4％～10％)”复相组织，热成形钢基板综合力学性能优良，屈服强度≤390MPa，抗拉强度≤650MPa，总延伸率≥24.5％，拉伸曲线呈现连续屈服特征，实现了降低屈服强度和提高延伸率的目的，易于冲压成形。

(2)本发明采用提C，高Cr，低Si，低Mn并加入Y元素的合金设计，不添加B、Ti和Al等元素，科学配比复合添加Nb和V的成分设计。高碳可保证高强度高硬度；高Cr可提高淬透性，去除B可避免“硼脆”现象；低Si含量可以降低表面氧化色和过多的氧化铁皮压入，低Mn可以减少中心偏析和带状组织问题；去除Ti和Al元素可减少夹杂物的影响；加入稀土元素Y可降低氧和硫的含量，降低磷及低熔点等元素的有害作用，有效提高钢板的塑韧性和冷成形性能；Nb和V按照科学的配比(V/Nb＝2.5～4.5)添加于钢中，在热成形钢中不仅起到了细化晶粒的作用，而且与钢中碳元素结合成不可逆氢陷阱NbC、VC复合析出物析出，改善超高强度热成形钢的耐氢致延迟断裂性能，对于实现汽车轻量化和良好的服役状况有非常重要的意义。

(3)本发明钢制备流程简单，热成形钢基板完全奥氏体化后淬火至室温的微观组织为马氏体(体积分数为90％～98％)、残留奥氏体和球状碳化物，相应地热成形零部件的抗拉强度＞2200MPa，延伸率≥7.5％，在实现高强度汽车用钢轻量化和降低生产成本等方面起到非常重要的作用。

附图说明

图1：本发明实施例1在730℃保温4h的显微组织：铁素体+马氏体(体积分数为9.3％)+球状碳化物(平均直径为0.2μm)，

图2：本发明实施例1在730℃保温4h的退火板再进行淬火处理后的显微组织：96％马氏体+残留奥氏体+球状碳化物。

具体实施方式

为了便于理解本发明，下文将结合实施例对本发明作更全面、细致的描述，但本发明的保护范围并不限于以下具体的实施例。

除非另有定义，下文中所使用的所有专业术语与本领域技术人员通常理解的含义相同。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

实施例

实施例的化学成分以质量百分比计为0.42％C，0.40％Si，1.46％Mn，1.99％Cr，0.005％P，0.004％S，0.05％Nb，0.15％V，0.02％Y，其余为Fe和不可避免的杂质元素，V/Nb＝3.0。制备过程为：冶炼满足成分要求的铸坯加热至1280℃，保温4h，然后进行锻造，开锻温度为1150℃，终锻温度为950℃，得到锻坯；锻坯热装热送至加热炉，炉内气氛为弱氧化气氛，在炉内到温后(1200℃)的保温时间为1h，锻坯出加热炉温度为1200℃；出炉后，锻坯进行两道次粗轧，多道次精轧，精轧终轧温度870℃，最后一道次压下率为25％，终轧后冷却卷取，卷取温度为680℃，得到3mm厚热轧钢带，热轧钢带的组织为全珠光体组织；将热轧钢带进行酸洗后开展冷轧，冷轧总压下率60％，最后一道次的冷轧压下率控制在10％，得到1.2mm厚的冷轧钢带，冷轧钢带的组织为伸长及破碎的珠光体组织；在普通马弗炉中将冷轧钢带分别加热至700～730℃，保温时间分别为2～4h，取出后空冷至室温。

试样在730℃保温4h得到热成形钢基板的显微组织为铁素体、沿晶块状马氏体(体积分数为9.3％)以及弥散分布在铁素体基体上的球状碳化物(平均直径为0.2μm)，其典型组织如附图1所示；将上述热成形钢基板进行奥氏体化后淬火处理，奥氏体化温度为900℃，保温5min后以10℃/s的冷却速率冷却至室温，淬火后试样的显微组织为大量碳化物分布于马氏体基体上，其典型组织如附图2所示；上述热成形钢基板及冷却淬火后试样的力学性能如表1所示。

对比例1

选取北京科技大学博士论文《2000MPa级热成形钢的强韧化机制及应用技术研究》中报道的38MnBNb热成形钢作为对比例，该钢化学成分以质量百分比计为：0.3～0.5％C，0.5～1.7％Si，1.0～2.0％Mn，0.01～0.07％Al，≤1.5％Cr，0.001～0.01％B，0.03～0.1％Ti，0.048％Nb，其余为Fe和不可避免的杂质。退火热处理工艺为将1.5mm厚的冷轧钢板加热至700℃(低于A_c1＝755℃)，并保温1～20h，得到退火态试样微观组织为弥散碳化物分布于铁素体基体上，随着保温时间的增加，碳化物逐渐球化并长大，铁素体晶粒也发生长大，相应地力学性能如表1所示，其热成形钢基板的最佳退火工艺参数为700℃保温20h，屈服强度为409MPa，抗拉强度为616MPa，总延伸率为18.7％。

对比例2

选取北京科技大学博士论文《1700MPa级热成形钢的组织演变及强韧机制》中报道的30MnBNb热成形钢作为对比例，该钢化学成分以质量百分比计为：0.30％C，1.46％Si，1.00％Mn，0.036％Al，1.00％Cr，0.002％B，0.037％Ti，0.036％Nb，0.003％N，其余为Fe和不可避免的杂质。退火热处理工艺为将1.5mm厚的冷轧钢板分别加热至760℃和780℃(低于A_c1＝798℃)，并保温0.5～1h，得到退火态试样微观组织为碳化物、铁素体、珠光体，相应地力学性能如表1所示。该热成形钢基板的最佳退火工艺参数为760℃保温1h，屈服强度为475MPa，抗拉强度为669MPa，总延伸率为26.5％。

表1实施例和对比例的力学性能

从表1实施例和对比例的力学性能可以看出，在保证最终热成形零部件具有超高强度的基础上，实施例的化学成分简单，工艺创新，将热成形钢冷轧钢带加热至700～730℃并保温2～4h后空冷至室温，该过程试样在两相区保温阶段沿铁素体晶界产生少量奥氏体，在空冷的过程中，由于提高了C和Cr元素含量，显著提升试样钢的淬透性，少量奥氏体发生马氏体转变。实施例特有的化学成分体系结合独特的退火工艺可获得体积分数为4％～10％的沿晶马氏体+铁素体+球状渗碳体(平均直径为0.1μm～0.4μm)的复相组织，实现降低热成形钢基板的屈服强度和提高总延伸率，利于其开展预先冷冲压成形，为最终热冲压成形做准备，并且提高抗拉强度避免在冷冲压成形过程中发生开裂。其中实施例退火板的综合性能为：屈服强度≤390MPa，抗拉强度≤650MPa，总延伸率≥24.5％，拉伸曲线呈现连续屈服特征，显著提升热冲压成形前的预先冷冲压成形性能，并且大大降低了热成形钢基板由于强度太高、塑性太差造成的难于裁剪以及开卷碰到的诸多问题。对热成形基板(退火板)开展淬火处理后的抗拉强度＞2200MPa，延伸率≥7.5％，在实现高强度汽车用钢轻量化和降低生产成本等方面起到非常重要的意义。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (6)

1.一种抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板，其特征在于化学成分以质量百分比计为C：0.40％～0.44％，Si：0.35％～0.44％，Mn：1.4％～1.5％，Cr：1.9％～2.4％，P≤0.01％，S≤0.005％，稀土元素Y：0.015％～0.055％，Nb：0.045％～0.06％，V：0.15％～0.2％，其中V/Nb＝2.5～4.5，其余为Fe和不可避免的杂质；

所述的一种抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板的制备方法，具体包括以下步骤：

(1)按照上述化学成分质量百分比冶炼铸坯；

(2)将满足所述化学成分的铸坯以10℃/s的加热速度快速加热至1250～1300℃，保温3.5h进行均匀化处理，然后进行锻造，开锻温度≥1150℃，终锻温度≥950℃，得到锻坯；

(3)将所述锻坯以10℃/s的加热速度快速加热至1200～1250℃，保温1h；

(4)锻坯出炉后先进行粗轧，然后进行精轧，精轧终轧温度控制在870～900℃，最后一道次压下率控制在20％～30％，终轧后以不小于50℃/s的冷却速度快速冷却至卷取温度，卷取温度控制在660～680℃左右，得到3mm厚热轧钢带，热轧板的组织为全珠光体组织；

(5)将所述热轧钢带进行酸洗、除氢后冷轧，冷轧压下率控制在60％，最后一道次的冷轧压下率控制在10％～15％，得到1.2mm厚的冷轧钢带；

(6)将所述冷轧钢带加热至700～730℃，保温2～4h后空冷至室温，通过以上热处理工艺可获得平均直径为0.1～0.4μm球状渗碳体弥散分布在铁素体基体上，同时组织中存在体积分数为4％～10％的沿晶块状马氏体组织的热成形钢基板；

(7)将所述热成形钢基板进行奥氏体化后淬火处理，奥氏体化温度控制在880～910℃，保温时间为5～15min，使其完全奥氏体化后进行淬火处理，淬火冷却速度控制在1.0～10℃/s即可，通过以上热处理工艺可获得弥散碳化物分布于马氏体基体组织的超高强度热成形钢板；

所述热成形钢基板完全奥氏体化后淬火至室温的力学性能为：抗拉强度＞2200MPa，屈服强度＞1400MPa，延伸率≥7.5％。

2.如权利要求1所述的一种抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板的制备方法，其特征在于具体包括以下步骤：

(1)按照上述化学成分质量百分比冶炼铸坯；

(2)将满足所述化学成分的铸坯以10℃/s的加热速度快速加热至1250～1300℃，保温3.5h进行均匀化处理，然后进行锻造，开锻温度≥1150℃，终锻温度≥950℃，得到锻坯；

(3)将所述锻坯以10℃/s的加热速度快速加热至1200～1250℃，保温1h；

(4)锻坯出炉后先进行粗轧，然后进行精轧，精轧终轧温度控制在870～900℃，最后一道次压下率控制在20％～30％，终轧后以不小于50℃/s的冷却速度快速冷却至卷取温度，卷取温度控制在660～680℃左右，得到3mm厚热轧钢带，热轧板的组织为全珠光体组织；

(5)将所述热轧钢带进行酸洗、除氢后冷轧，冷轧压下率控制在60％，最后一道次的冷轧压下率控制在10％～15％，得到1.2mm厚的冷轧钢带；

(6)将所述冷轧钢带加热至700～730℃，保温2～4h后空冷至室温，通过以上热处理工艺可获得平均直径为0.1～0.4μm球状渗碳体弥散分布在铁素体基体上，同时组织中存在体积分数为4％～10％的沿晶块状马氏体组织的热成形钢基板；

(7)将所述热成形钢基板进行奥氏体化后淬火处理，奥氏体化温度控制在880～910℃，保温时间为5～15min，使其完全奥氏体化后进行淬火处理，淬火冷却速度控制在1.0～10℃/s即可，通过以上热处理工艺可获得弥散碳化物分布于马氏体基体组织的超高强度热成形钢板。

3.如权利要求2所述的抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板的制备方法，其特征在于，所述热成形钢基板的微观组织为：铁素体+平均直径为0.1～0.4μm球状碳化物+体积分数为4％～10％沿晶块状马氏体。

4.如权利要求2所述的抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板的制备方法，其特征在于，所述热成形钢基板综合力学性能优良，屈服强度≤390MPa，抗拉强度≤650MPa，总延伸率≥24.5％，拉伸曲线呈现连续屈服特征，易于冲压成形。

5.如权利要求2所述的抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板的制备方法，其特征在于，所述热成形钢基板完全奥氏体化后淬火至室温的微观组织为：马氏体(体积分数为90％～98％)+残留奥氏体+球状碳化物。

6.如权利要求2所述的抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板的制备方法，其特征在于，所述热成形钢基板完全奥氏体化后淬火至室温的力学性能为：抗拉强度＞2200MPa，屈服强度＞1400MPa，延伸率≥7.5％。

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