CN114657456A - 一种1800MPa级高强韧性热成形钢及其热处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本申请提出一种1800MPa级高强韧性热成形钢及其热处理工艺，其中热成形钢的成分包括C：0.29～0.32％，Mn：1.40～1.60％，Nb：0.03～0.05％，Si：0.3～0.5％，Cr：0.05～0.25％，Ti：0.03～0.04％，B：0.004～0.006％，余量为铁和不可避免的杂质。制备出的热成形钢的抗拉强度达到1800MPa，伸长率超过8.5％，碳含量低，保证了良好的焊接性能，同时保证了高韧性，冷弯角度较大，超过了65°，合金元素含量低，降低了生产成本。
Description
技术领域
本申请涉及先进高强钢技术领域，尤其涉及一种1800MPa级高强韧性热成形钢及其热处理工艺。
背景技术
目前，超高强度钢可以满足汽车轻量化的同时提升了汽车安全性能，已成为现代汽车工业发展的主要趋势。热成形基板是一种适用于热成形工艺生产的高强度特殊合金钢，典型的有1500MPa级的22MnB5，随着科技发展，相继开发了1800～2000MPa级等更高等级别的热成形钢。
当热成形钢的强度超过1500MPa后，热成形钢的塑性和韧性往往会降低，因此需要开发出强度达到或超过1800MPa，塑性和韧性比1500MPa钢更高的热成形钢。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种1800MPa级热成形钢，抗拉强度可达到1800MPa，伸长率超过8.5％。本发明还提供一种1800MPa级热成形钢的热处理方法，以提高所制备出的热成形钢的弯曲韧性。
为此，本申请的第一方面实施例提出一种1800MPa级热成形钢，其成分包括C：0.29～0.32％，Mn：1.40～1.60％，Nb：0.03～0.05％，Si：0.3～0.5％，Cr：0.05～0.25％，Ti：0.03～0.04％，B：0.004～0.006％，余量为铁和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
本申请的第二方面实施例提出一种1800MPa级热成形钢的热处理工艺，包括以下步骤：
提供铸坯，所述铸坯的化学成分与权利要求1所述的1800MPa热成形钢一致；
将所述铸坯进行热轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，得到冷轧板；
将所述冷轧板进行连续退火处理，得到连续退火板；
将所述连续退火板，进行淬火处理，得到热成形件的热处理板。
在一些实施例中，进行热轧时，铸坯的加热温度为1200±50℃，保温1～2h，热轧的开轧温度为1100～1180℃，终轧温度不低于900℃。
在一些实施例中，所述热轧板的厚度为4～6mm，热轧压下率为不小于60％。
在一些实施例中，所述冷轧板的厚度为1～2mm，冷轧压下率为不小于70％。
在一些实施例中，所述冷轧板进行退火处理时，退火温度为720～820℃，保温时间为1～3min，冷却阶段分为多段冷却，从保温温度缓慢冷却到650℃，冷却速度不高于10℃/s；再快速冷却到400℃，冷却速度不低于25℃/s；再时效冷却9～12min到300～400℃，最后再冷却100～150s到室温。
在一些实施例中，所述连续退火板进行淬火处理时，淬火温度设为860℃～920℃，保温时间为3～5min，淬火至室温。
本申请的第三方面实施例提出一种上述的1800MPa级热成形钢在汽车中的应用。
本发明所具有的优点和有益效果为：
(1)制备出的热成形钢的抗拉强度达到1800MPa，伸长率超过8.5％；
(2)制备出的热成形钢的碳含量低，保证了良好的焊接性能，同时保证了高韧性；
(3)制备出的热成形钢的冷弯角度较大，超过了65°；
(4)制备出的热成形钢中的合金元素含量低，降低了生产成本。
本申请附加的方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本申请的实践了解到。
附图说明
本申请上述的和/或附加的方面和优点从下面结合附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，
其中：
图1为本申请实施例的1800MPa级热成形钢的动态CCT曲线图；
图2为本申请实施例1制备的1800MPa级热成形钢的显微组织SEM图；
图3为本申请实施例1制备的1800MPa级热成形钢的三点弯曲力-位移曲线图；
图4为本申请实施例1制备的1800MPa级热成形钢的应力应变曲线图；
具体实施方式
下面详细描述本申请的实施例，所述实施例的示例在附图中示出。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本申请，而不能理解为对本申请的限制。
下面参考附图描述本申请实施例的一种1800MPa级高强韧性热成形钢及其热处理工艺。
本申请的一方面实施例提出一种1800MPa级热成形钢，其成分包括C：0.29～0.32％，Mn：1.40～1.60％，Nb：0.03～0.05％，Si：0.3～0.5％，Cr：0.05～0.25％，Ti：0.03～0.04％，B：0.004～0.006％，余量为铁和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
在本发明的热成形钢中，C元素是决定钢强度的主要元素，随着碳含量的增加，马氏体的强度和硬度随之增加，但过高的碳含量会降低钢的塑性和焊接性能，故在保证钢的强度下，应尽量采用低的碳含量设计；Mn是奥氏体稳定化元素，在临界温度区间会向奥氏体中扩散，促使Mn和C同时在奥氏体中富集和均匀化，从而提高钢的淬透性，适当提高奥氏体中的Mn含量，有利于获得更多的残留奥氏体；Si不仅能提高热成形钢的淬透性，而且能有效减少奥氏体向马氏体转变时的体积变化，可防止热冲压淬火过程中裂纹的产生，在热冲压模压淬火后自回火时阻碍碳扩散，抑制马氏体分解和碳化物聚集长大的速度，显著提升钢的回火稳定性和强度；Cr是中碳化物形成元素，钢中加入一定量的Cr能显著提高钢的淬透性，也可改变一定条件下的马氏体形态分布，从而提高钢的强度和塑性；B元素对热成形钢组织和性能的影响显得尤为重要，B在钢中的主要作用是提高钢的淬透性，其次还可以稳定马氏体板条、强化晶界；Nb和Ti都是高熔点元素，与C和N具有较强的亲和力，是强碳、氮化物形成元素，在热成形钢中加入Ti能固定钢中的氮，避免形成BN，阻碍B在奥氏体晶界处的偏聚，从而充分发挥B提高淬透性的作用，Nb加入钢中能强烈阻碍奥氏体晶粒长大，其是钢中最有效的的细化晶粒的元素之一，其主要抑制加热过程中奥氏体晶粒的粗化。
本发明提供的1800MPa级热成形钢中的C的质量百分含量为0.29～0.32％，优选为0.29～0.31％。C元素是钢中的主要元素，C元素是最廉价且最有效的提高钢强度的元素，在淬火过程中发生马氏体相变，显著提高钢的强度。C元素含量也不能过高，C含量过高会导致钢的韧性显著降低，本发明将C含量控制在C 0.29～0.32％，在保证1800MPa的强度时，同时具有一定的韧性。
本发明提供的1800MPa级热成形钢中的Mn的质量百分含量为1.40～1.60％，Mn是奥氏体稳定化元素，Mn元素在临界温度区间会向奥氏体中扩散，促使Mn和C同时在奥氏体中富集和均匀化，从而提高钢的淬透性。本发明将Mn含量限制在1.40～1.60％，保证钢种具有残留奥氏体组织，提高钢的韧性。
本发明提供的1800MPa级热成形钢中的Nb的质量百分含量为0.03～0.05％，Ti的质量百分含量为0.03～0.04％，Nb元素和Ti元素都是高熔点元素，其与C和N具有较强的亲和力，是强碳、强氮形成元素，因此在钢中被广泛应用。在热成形钢中加入Ti不仅能固定钢中的氮，避免形成BN阻碍了B在奥氏体晶界出的偏聚，从而充分发挥B提高淬透性的作用。Nb元素钢中能强烈阻碍奥氏体晶粒长大，其是钢中最有效的细化晶粒的元素之一，其主要通过抑制加热过程中晶粒长大来实现晶粒细化的效果。本发明将Nb含量控制在0.03～0.05％，Ti含量控制在0.03～0.04％，以细化钢中的晶粒，使钢提升强度的同时保证一定的韧性。
本发明提供的1800MPa级热成形钢中的Si的质量百分含量为0.3～0.5％，Si不仅能提高热成形钢的淬透性，而且能有效减少奥氏体向马氏体转变时的体积变化，可防止热冲压淬火过程中裂纹的产生，在热冲压模压淬火后自回火时阻碍碳扩散，抑制马氏体分解和碳化物聚集长大的速度，显著提升钢的回火稳定性和强度。本发明将Si含量控制在0.3～0.5％，Si含量过高钢中会有大量铁素体形成，Si含量过低不足以抑制碳化物析出。
本发明提供的1800MPa级热成形钢中的Cr的质量百分含量为0.05～0.25％，Cr是中碳化物形成元素，钢中加入一定量的Cr能显著提高钢的淬透性，也可改变一定条件下的马氏体形态及分布，从而提高钢的强度和塑性。本发明将Cr含量控制在0.05～0.25％，Cr含量增加会导致钢的强度增加，过高的Cr含量会导致残余奥氏体稳定性降低，碳化物更容易析出，从而导致脆性增加。
本发明提供的1800MPa级热成形钢中的B的质量百分含量为0.004～0.006％，通常热成形钢也称为含硼钢，硼主要提高钢的淬透性，还可稳定马氏体板条、强化晶界，从而提高了钢的强度又改善了钢的塑性。
在本发明中，若无特殊说明，所有的原料组分均为本领域技术人员熟知的市售商品。
本申请的第二方面实施例提出一种上述1800MPa级热成形钢的热处理工艺，包括如下步骤：提供铸坯，铸坯的化学成分与上述技术方案中的1800MPa级热成形钢一致。铸坯生产选择将装有精炼好的钢水的钢包运至转台，回转台转动到浇注位置后，将钢水注入中间包，中间包再由水口将钢水分配至各个结晶器中去，经冷却、电磁搅拌后切割成一定长度的板坯。
热轧：热轧的坯料加热温度设为1200℃，保温1.5h，热轧的开轧温度设为1150℃，终轧温度不低于900℃，热轧板厚度为6mm，热轧压下率为85％。
冷轧：冷轧的总压下率为75％，冷轧板厚度为1.5mm。
连续退火：退火温度为720～820℃，保温时间为142s，冷却阶段分为多段冷却，从保温温度缓慢冷却29s到650℃，再快速冷却10s到400℃，再时效550s到380℃，最后再冷却150s到室温。
淬火：淬火温度设为860℃～920℃，保温时间为5min，淬火至室温。
本申请的第三方面实施例提出一种上述的1800MPa级热成形钢在汽车中的应用。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行完整的描述。
实施例1：
将原料进行真空感应炉冶炼和锻造，得到厚度为50mm的具有表1的化学成分的铸坯。
表1 1800MPa级热成形钢的化学成分
铸坯的动态CCT曲线如图1所示，其中，Ac1为加热时珠光体向奥氏体转变的温度，Ac3为加热时转变为奥氏体的终了温度；Ms为马氏体开始转变的温度，Mf为马氏体转变终了温度，P为珠光体。每条曲线下方的数字如0.1、0.5、1、5、10、30代表冷却速度。通过图1可获得1800MPa级热成形钢的临界冷却速率和奥氏体化温度，为后续制定热冲压成形工艺参数提供了依据。
将铸坯进行热轧，得到6mm的热轧板，其中加热温度为1200℃，保温1.5h，热轧的开轧温度为1150℃，终轧温度不低于900℃。
将热轧板进行冷轧，得到厚度为1.5mm的冷轧板。
将冷轧板进行连续退火处理，得到退火板，退火温度为800℃，保温时间为142s，冷却阶段分为多段冷却，从保温温度缓慢冷却29s到650℃，再快速冷却10s到400℃，再时效550s到380℃，最后再冷却150s到室温。
将退火板进行淬火处理，得到热成形前的热处理板，淬火温度设为860℃，保温时间为5min，淬火至室温。
按照实施例1的技术方案制备1800MPa级热成形钢，采用平板模具淬火的方式，奥氏体化温度为920℃，保温时间5min后，10s内转移至平板模具内淬火，保压时间30s。力学性能见表2。
表2平板模具淬火后的力学性能
实施例1制备的1800MPa热成形钢的显微组织如图2所示，在淬火组织为马氏体。实施例1制备的热成形钢按照《VDA238-100》进行三点弯曲试验，实验结果见表3，进行了3次试验，计算出冷弯角的平均值为68.3°，力-位移曲线如图3所示，将3次试验所得到的3条曲线按照编号进行标识。应力应变曲线如图4所示，将3次试验所得到的3条曲线按照编号进行标识。由此可看出，实施例1制备的热成形钢的冷弯角度较大，均超过了65°，伸长率均超过8.5％，具有优异的弯曲性能。
表3三点弯曲试验数据
在本发明中，术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等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必须针对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一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。
Claims (8)
1.一种1800MPa级热成形钢，其特征在于，其成分包括C：0.29～0.32％，Mn：1.40～1.60％，Nb：0.03～0.05％，Si：0.3～0.5％，Cr：0.05～0.25％，Ti：0.03～0.04％，B：0.004～0.006％，余量为铁和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
2.一种权利要求1所述的1800MPa级热成形钢的热处理工艺，其特征在于，包括以下步骤：
提供铸坯，所述铸坯的化学成分与权利要求1所述的1800MPa热成形钢一致；
将所述铸坯进行热轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，得到冷轧板；
将所述冷轧板进行连续退火处理，得到连续退火板；
将所述连续退火板，进行淬火处理，得到热成形件的热处理板。
3.根据权利要求2所述的热处理工艺，其特征在于，进行热轧时，铸坯的加热温度为1200±50℃，保温1～2h，热轧的开轧温度为1100～1180℃，终轧温度不低于900℃。
4.根据权利要求2所述的热处理工艺，其特征在于，所述热轧板的厚度为4～6mm，热轧压下率为不小于60％。
5.根据权利要求2所述的热处理工艺，其特征在于，所述冷轧板的厚度为1～2mm，冷轧压下率为不小于70％。
6.根据权利要求2所述的热处理工艺，其特征在于，所述冷轧板进行退火处理时，退火温度为720～820℃，保温时间为1～3min，冷却阶段分为多段冷却，从保温温度缓慢冷却到650℃，冷却速度不高于10℃/s；再快速冷却到400℃，冷却速度不低于25℃/s；再时效冷却9～12min到300～400℃，最后再冷却100～150s到室温。
7.根据权利要求2所述的热处理工艺，其特征在于，所述连续退火板进行淬火处理时，淬火温度设为860℃～920℃，保温时间为3～5min，淬火至室温。
8.一种权利要求1所述的1800MPa级热成形钢在汽车中的应用。
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| CN104195443A (zh) * | 2014-05-19 | 2014-12-10 | 首钢总公司 | 汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法 |
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