CN115058650B - 高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用。以质量百分数计，高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.2％～0.45％、Mn 0.5％～2％、Si0.1％～2％、Cr 0～0.5％、Al 0～3％、Nb 0～0.2％、V 0～0.5％、Ti 0～0.2％、Mo 0～0.5％、Ni 0～0.5％、W 0～0.5％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；高塑性热成形钢具有复相组织结构，复相组织结构包括马氏体基体、亚微米残余奥氏体和纳米碳化物，亚微米残余奥氏体和纳米碳化物弥散分布于马氏体基体中。该热成形钢中形成了马氏体基体‑亚微米残余奥氏体‑纳米碳化物的复相组织，可以有效提高热成形钢的塑性，使热成形钢能够兼具较高强度和较高塑性。

Description

高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用
技术领域
本发明涉及材料热处理技术领域，尤其是涉及一种高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用。
背景技术
随着材料加工技术的不断发展，开发1800MPa及更高强度的高塑性钢材具有重要意义。对于1800MPa及更高强度的钢材而言，采用冷成形的方式难以获得，需要在较高的温度下冲压成形，因此通常将该性能的钢材称为热成形钢。比如，对于汽车制造而言，汽车轻量化不仅是节能减排、发展新能源汽车的要求，还能够降低道路交通事故的伤亡率，对行车安全整体而言利大于弊，在汽车制造时采用热成形钢对实现汽车轻量化具有积极的促进作用。
在传统热成形钢中，钢的组织和合金元素分布完全均匀化，表现为全马氏体组织。传统热成形钢虽然具有较高的强度，但是塑性较低，不利于热成形钢的推广和使用。
发明内容
基于此，有必要提供一种兼具较高强度和较高塑性的热成形钢，以及该热成形钢的快速加热制备方法和应用。
为了解决以上技术问题，本发明的技术方案为：
一种高塑性热成形钢，以质量百分数计，所述高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.2％～0.45％、Mn 0.5％～2％、Si 0.1％～2％、Cr 0～0.5％、Al 0～3％、Nb 0～0.2％、V 0～0.5％、Ti 0～0.2％、Mo 0～0.5％、Ni 0～0.5％、W 0～0.5％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；所述高塑性热成形钢具有复相组织结构，所述复相组织结构包括马氏体基体、亚微米残余奥氏体和纳米碳化物，所述亚微米残余奥氏体和所述纳米碳化物弥散分布于所述马氏体基体中。
在其中一个实施例中，所述复相组织结构还包括铁素体，所述铁素体弥散分布于所述马氏体基体中。
在其中一个实施例中，所述亚微米残余奥氏体包括球形亚微米残余奥氏体。
在其中一个实施例中，以质量百分数计，所述高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.2％～0.32％、Mn 0.5％～1.5％、Si 0.1％～1％、Cr 0～0.2％、Al 0～0.04％、Nb 0～0.05％、V 0～0.05％、Ti 0～0.05％、Mo 0～0.15％、Ni 0～0.5％、W 0～0.4％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
一种高塑性热成形钢的快速加热制备方法，包括如下步骤：
提供制备原料，以质量百分数计，所述制备原料包括如下组分：C 0.2％～0.45％、Mn 0.5％～2％、Si 0.1％～2％、Cr 0～0.5％、Al 0～3％、Nb 0～0.2％、V 0～0.5％、Ti 0～0.2％、Mo 0～0.5％、Ni 0～0.5％、W 0～0.5％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述制备原料制备成钢材初产品；
对所述钢材初产品进行奥氏体相变温度以下的退火处理，制备钢材预成品；
将所述钢材预成品以10℃/s～200℃/s的速率升温至880℃～980℃保温1s～200s以进行快速加热处理；
对所述快速加热处理之后的钢材预成品进行冷却处理，所述冷却处理的冷却速率为30℃/s～250℃/s。
在其中一个实施例中，所述退火处理包括如下步骤：
将所述钢材初产品以2℃/min～20℃/min的速率升温至500℃～800℃，并在500℃～800℃下保温5h～5d，然后冷却。
在其中一个实施例中，所述退火处理采用罩式退火处理。
在其中一个实施例中，所述冷却处理之后还包括如下步骤：
将所述冷却处理之后的钢材预成品以2℃/min～30℃/min的速率升温至150℃～250℃，并在150℃～250℃下保温5min～60min，以对所述冷却处理之后的钢材预成品进行模拟烤漆。
一种热成形钢制品，包含有上述任一实施例中所述的高塑性热成形钢或上述任一实施例中所述的快速加热制备方法得到的高塑性热成形钢。
一种汽车，包含有上述热成形钢制品。
上述高塑性热成形钢中，通过原料的配比以及钢组织结构的设计，马氏体基体、亚微米残余奥氏体以及纳米碳化物具有不同的尺寸分布，亚微米残余奥氏体和纳米碳化物弥散分布于马氏体基体中进而形成了马氏体基体-亚微米残余奥氏体-纳米碳化物的复相组织。亚微米残余奥氏体可以有效钝化微裂纹，提高热成形钢的塑性，使热成形钢能够兼具较高的强度和较高的塑性，解决传统热成形钢的塑性低的问题。
上述高塑性热成形钢的快速加热制备方法中，将合适配比的原料制备成钢材初产品，然后进行退火处理、快速加热处理和冷却处理。其中进行快速加热处理时以较大的升温速率对钢材预成品进行升温，并且在热处理温度下保温较短的时间，在此过程中，采用快速加热处理方式可以保证钢材中渗碳体和铁素体均转变为奥氏体的同时，避免渗碳体中Mn的长程扩散。通过快速加热处理和快速冷却之后，钢材的组织结构转变为以马氏体为基体，其中弥散分布有亚微米残余奥氏体和纳米碳化物的马氏体基体-亚微米残余奥氏体-纳米碳化物的复相组织，可以有效提高热成形钢的塑性，使热成形钢能够兼具较高强度和较高塑性。同时，上述快速加热制备方法中热处理采用较大的升温速率和较短的保温时间，有效降低了热成形钢的加工时长，有利于提高热成形钢的生产效率。
进一步地，退火处理包括如下步骤：将钢材初产品以2℃/min～20℃/min的速率升温至500℃～800℃，并在500℃～800℃下保温5h～5d，然后冷却。通过退火处理，可以使珠光体中的变形渗碳体片被球化和富Mn，基体发生再结晶变为等轴状铁素体，该微观组织可以降低热成形钢的硬度，从而降低热成形钢的剪切抗力，有助于实际应用中将热成形按需求进行剪切。
附图说明
图1为本发明实施例1中冷轧钢材初产品的扫描电镜组织图像；
图2为本发明实施例1中罩式退火处理之后的钢材预成品的透射电镜组织图像；
图3为本发明实施例2中罩式退火处理之后的钢材预成品的扫描电镜组织图像；
图4为本发明实施例2中模拟烤漆后得到的热成形钢的电子背散射衍射组织图像；
具体实施方式
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合附图对本发明的具体实施方式做详细的说明。在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明。但是本发明能够以很多不同于在此描述的其它方式来实施，本领域技术人员可以在不违背本发明内涵的情况下做类似改进，因此本发明不受下面公开的具体实施例的限制。
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。
本发明一实施例提供了一种高塑性热成形钢。以质量百分数计，高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.2％～0.45％、Mn 0.5％～2％、Si 0.1％～2％、Cr 0～0.5％、Al 0～3％、Nb 0～0.2％、V 0～0.5％、Ti 0～0.2％、Mo 0～0.5％、Ni 0～0.5％、W 0～0.5％、B0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；高塑性热成形钢具有复相组织结构，复相组织结构包括马氏体基体、亚微米残余奥氏体和纳米碳化物。亚微米残余奥氏体、纳米碳化物弥散分布于马氏体基体中。在该热成形钢中，马氏体基体、亚微米残余奥氏体以及纳米碳化物具有不同的尺寸分布，亚微米残余奥氏体和纳米碳化物弥散分布于马氏体基体中进而形成了马氏体基体-亚微米残余奥氏体-纳米碳化物的复相组织。亚微米残余奥氏体可以有效钝化微裂纹，提高热成形钢的塑性，使热成形钢能够兼具较高的强度和较高的塑性，解决传统热成形钢的塑性低的问题。
在本实施例中，C是影响钢强度、塑韧性和焊接性的主要因素。C含量越高，钢的强度越高，塑韧性和焊接性越差。本实施例中为了保证热成形钢的抗拉强度在1800MPa，C的质量百分数在0.2％以上；为了保证热成形钢具有良好的塑韧性和焊接性，C的质量百分数在0.45％以下。
Mn是影响钢强塑形、成形性和焊接性的主要因素。高锰含量在提高钢强塑形的同时，会降低钢的成形性和焊接性能。比如在热成形钢的制备过程中，为了改善热成形钢的塑性，传统的方式会通过提高热成形钢中Mn的含量来改善钢材的塑性，将Mn的含量提高到3％以上，该方法可以在一定程度上改善钢材的塑性，但是当Mn含量上升时会降低钢材的成形性能和焊接性能，这样也给钢材的使用和推广带来较大的不利影响。在本实施例中，为了保持热成形钢的成形性和焊接性，将Mn的质量百分数设置在2％以下，同时配合本实施例中的其他原料配合和组织结构，获得了在低锰前提下使热成形钢同样具有良好塑性的效果。考虑Mn含量对热成形钢性能的影响，本实施例中Mn的质量百分数为0.5％～2％。
Si是影响热成形钢表面质量的主要因素。高Si含量的热成形钢在热镀锌的过程中表面会形成Mn2SiO4氧化物膜，导致液态Zn很难润湿钢的表面，严重影响产品镀锌性能。另外，Si作为炼钢的脱氧剂，很难被完全去除。考虑Si含量对热成形钢性能以及实际生产条件的制约，本实施例中Si的质量百分数为0.1％～2％。
在一个具体的示例中，复相组织结构还包括铁素体，铁素体弥散分布于所述马氏体基体中。
在一个具体的示例中，亚微米残余奥氏体包括球形亚微米残余奥氏体。球形亚微米残余奥氏体具有高的塑韧性，可钝化微裂纹。可选地，马氏体基体为回火马氏体基体。
可选地，高塑性热成形钢的制备原料中，作为C的可选质量百分数的一些示例，其可以是但不限定为0.2％、0.22％、0.25％、0.28％、0.3％、0.32％、0.35％、0.38％、0.4％、0.42％或0.45％，当然，C的质量百分数也可以在0.2％～0.45％范围内进行其他合适的选择。作为Mn的可选质量百分数的一些示例，其可以是但不限定为0.5％、0.55％、0.6％、0.65％、0.7％、0.75％、0.8％、0.85％、0.9％、0.95％、1％、1.1％、1.2％、1.3％、1.4％、1.5％、1.6％、1.7％、1.8％、1.9％或2％，当然，Mn的质量百分数也可以在0.5％～2％范围内进行其他合适的选择。作为Si的可选质量百分数的一些示例，其可以是但不限定为0.1％、0.2％、0.3％、0.4％、0.5％、0.6％、0.7％、0.8％、0.9％、1％、1.1％、1.2％、1.3％、1.4％、1.5％、1.6％、1.7％、1.8％、1.9％或2％，当然，Si的质量百分数也可以在0.1％～2％范围内进行其他合适的选择。
可选地，以质量百分数计，高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.2％～0.32％、Mn 0.5％～1.5％、Si 0.1％～1％、Cr 0～0.2％、Al 0～0.04％、Nb 0～0.05％、V 0～0.05％、Ti 0～0.05％、Mo 0～0.15％、Ni 0～0.5％、W 0～0.4％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
在一个具体的示例中，以质量百分数计，高塑性热成形钢包括如下元素组分：Cr 0～0.5％、Al 0～3％、Nb 0～0.2％、V 0～0.5％、Ti 0～0.2％、Mo 0～0.5％、Ni 0～0.5％、W 0～0.5％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％中的至少一种，C 0.2％～0.45％，Mn 0.5％～2％，Si 0.1％～2％，其余为Fe和不可避免的杂质。可选地，高塑性热成形钢包括如下元素组分：Nb 0～0.2％、V 0～0.5％以及Ti 0～0.2％中的至少一种，C 0.2％～0.45％，Mn0.5％～2％，Si 0.1％～2％，其余为Fe和不可避免的杂质。
具体地，作为Cr的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.2％、0.3％、0.4％或0.5％，当然，Cr的质量百分数也可以在0％～0.5％范围内进行其他合适的选择。
作为Al的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.5％、1％、1.5％、2％、2.5％或3％，当然，Al的质量百分数也可以在0％～3％范围内进行其他合适的选择。
作为Nb的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.15％或0.2％，当然，Nb的质量百分数也可以在0％～0.2％范围内进行其他合适的选择。
作为V的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.2％、0.3％、0.4％或0.5％，当然，V的质量百分数也可以在0％～0.5％范围内进行其他合适的选择。
作为Ti的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.15％或0.2％，当然，Ti的质量百分数也可以在0％～0.2％范围内进行其他合适的选择。
作为Mo的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.2％、0.3％、0.4％或0.5％，当然，Mo的质量百分数也可以在0％～0.5％范围内进行其他合适的选择。
作为Ni的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.2％、0.3％、0.4％或0.5％，当然，Ni的质量百分数也可以在0％～0.5％范围内进行其他合适的选择。
作为W的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.01％、0.05％、0.1％、0.2％、0.3％、0.4％或0.5％，当然，W的质量百分数也可以在0％～0.5％范围内进行其他合适的选择。
作为B的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.001％、0.002％、0.003％、0.004％或0.005％，当然，B的质量百分数也可以在0％～0.005％范围内进行其他合适的选择。
作为N的质量百分数的可选示例，其可以是但不限定为0、0.001％、0.002％、0.003％、0.004％或0.005％，当然，N的质量百分数也可以在0％～0.005％范围内进行其他合适的选择。
本发明还有一实施例提供了一种高塑性热成形钢的快速加热制备方法。该快速加热制备方法包括如下步骤：提供制备原料，以质量百分数计，制备原料包括如下组分：C0.2％～0.45％、Mn 0.5％～2％、Si 0.1％～2％、Cr 0～0.5％、Al 0～3％、Nb 0～0.2％、V0～0.5％、Ti 0～0.2％、Mo 0～0.5％、Ni 0～0.5％、W 0～0.5％、B 0～0.005％以及N 0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；将制备原料制备成钢材初产品；对钢材初产品进行奥氏体相变温度以下的退火处理，制备钢材预成品；将钢材预成品以10℃/s～200℃/s的速率升温至880℃～980℃保温1s～200s以进行快速加热处理；对快速加热处理之后的钢材预成品进行冷却处理，冷却处理的冷却速率为30℃/s～250℃/s。
在本实施例的快速加热制备方法中，将合适配比的原料制备成钢材初产品，然后进行退火处理、快速加热处理和冷却处理。其中进行快速加热处理时以较大的升温速率对钢材预成品进行升温，并且在热处理温度下保温较短的时间，在此过程中，采用快速加热处理方式可以保证钢材中渗碳体和铁素体均转变为奥氏体的同时，避免渗碳体中Mn的长程扩散。通过快速加热处理和快速冷却之后，钢材的组织结构转变为以马氏体为基体，其中弥散分布有亚微米残余奥氏体和纳米碳化物的马氏体基体-亚微米残余奥氏体-纳米碳化物的复相组织。该组织可以有效提高热成形钢的塑性，使热成形钢能够兼具较高强度和较高塑性。同时，本实施例的快速加热制备方法中快速加热处理采用较大的升温速率和较短的保温时间，有效降低了热成形钢的加工时长，有利于提高热成形钢的生产效率。
进一步地，在本实施例中，热成形钢在奥氏体开始相变温度以下等温形成富锰球状渗碳体，之后，钢在奥氏体相变温度以上短时间保温后淬火。富锰球状渗碳体内部的锰元素在快速加热处理中来不及长程扩展，而渗碳体晶体结构已转变为奥氏体晶体结构。局部的锰富集使渗碳体转变为的这部分奥氏体稳定保留至室温，形成残余奥氏体，提高了热成形钢的塑性。
更进一步地，本实施例的快速加热制备方法中快速加热处理采用较大的升温速率和较短的保温时间，采用了一种快速加热处理的方式。在该快速加热处理过程中，只需要使钢材预成品的温度均匀即可，相较于传统的方式中使钢组织和合金元素分布完全均匀化，本实施例提供了一种对于热成形钢的新的热处理方式，对热成形钢的多元化生产提供了参考。
可选地，将钢材预成品升温至880℃～980℃时，升温速率可以是但不限定为10℃/s、20℃/s、30℃/s、40℃/s、50℃/s、60℃/s、70℃/s、80℃/s、90℃/s、100℃/s、110℃/s、120℃/s、130℃/s、140℃/s、150℃/s、160℃/s、170℃/s、180℃/s、190℃/s或200℃/s。优选地，将钢材预成品以50℃/s～150℃/s的速率升温至热处理温度。可以理解的是，升温速率还可以在10℃/s～200℃/s范围内做其他合适的选择。可选地，快速加热过程可通过恒磁感应加热、直火加热或电阻式加热实现。可选地，在热处理温度下保温的时间可以是但不限定为1s、6s、10s、16s、20s、40s、60s、80s、100s、120s、140s、160s、180s或200s。进一步地，在热处理温度下保温的时间为1s～200s。可以理解的是，保温时间还可以在1s～200s范围内做其他合适的选择。可以理解的是，快速加热处理之后，可利用机械手迅速转移到配备有水冷系统的模具中进行淬火和冲压成形，得到目标几何形状的钢结构零部件，比如汽车零部件等。
在一个具体的示例中，热处理温度为880℃、890℃、900℃、910℃、920℃、930℃、940℃、950℃、960℃、970℃或980℃等。可以理解的是，热处理温度还可以在880℃～980℃范围内做其他合适的选择。
进一步地，Cr是提高钢淬透性的主要元素之一。热成形钢通过快速加热、短时保温和快速冷却完成热冲压过程和相转变。在该过程中，淬透性对热成形钢强塑性的提高十分重要。添加一定量的Cr元素，可有效提高热成形钢的淬透性，使热成形钢整体在淬火过程中能够淬透。若Cr含量过高，会使钢在焊接过程中形成Cr的氧化物，给焊接带来一定的不利影响。综合考虑，Cr的质量百分数为Cr 0～0.5％。
Al是钢在冶炼时脱氧的主要元素。另外，适量的Al可以消除氮原子和氧原子对钢性能的不利影响。Al有细化晶粒的作用，从而提高钢的塑韧性综合考虑，Al的质量百分数为Al 0～3％。
Nb、V、Ti是强碳化物形成元素，在退火处理过程中析出生成复合碳化物。Nb、V、Ti复合碳化物可以作为氢陷阱，能够降低可扩散氢浓度，从而降低热成形钢的氢脆敏感性，提高汽车热冲压件的安全性。另外，Nb、V、Ti复合碳化物阻碍奥氏体晶粒长大，保证焊缝组织的细化，从而提高热成形钢焊接热影响区的强度。综合考虑，Nb的质量百分数为0～0.2％，V的质量百分数为V0～0.5％，Ti的质量百分数为Ti 0～0.2％。
Mo是提高钢淬透性的主要元素之一。另外，Mo元素偏聚于晶界，对氢产生排斥作用，降低晶界处氢的平衡浓度，降低热成形钢的氢脆敏感性。Mo元素扩散缓慢，且形成细小的密排六方碳化钼，可以提高钢的回火稳定性，使热成形钢保持良好的韧性。综合考虑，Mo的质量百分数为Mo 0～0.5％。
Ni是提高钢淬透性的主要元素之一。另外，由于Ni元素提高层错能，降低位错宽度，促进位错交滑移，且提高马氏体基体的抗解理断裂能力，从而能够降低韧脆转变温度，保证热成形钢钢具有足够的韧性。综合考虑，Ni的质量百分数为Ni 0～0.5％。
W是提高钢淬透性的主要元素之一。另外，W可以阻止有害元素向晶界扩散，消除回火脆性。综合考虑，W的质量百分数为W 0～0.5％。
B和N是提高钢淬透性的主要元素之一。微量B元素就可以明显提高钢的淬透性。另外，B和N之间的结合能比Ti和N之间的结合能高，B可优先与N结合生成氮化硼，固定钢中的N元素，从而减少粗大高熔点N化钛的形成。B含量过高，会增加钢的热裂倾向，降低韧性。综合考虑，B的质量百分数为B0～0.005％，N的质量百分数为N 0～0.005％。
在一个具体的示例中，对钢材预成品进行快速加热处理的过程中还包括如下步骤：在冷却处理过程中对钢材预成品进行冲压成形处理。
在一个具体的示例中，退火处理包括如下步骤：将钢材初产品以2℃/min～20℃/min的速率升温至500℃～800℃，并在500℃～800℃下保温5h～5d，然后冷却。冷却可以采用空冷至室温。通过罩式退火处理，可以是珠光体中的变形渗碳体片被球化和富Mn，基体发生再结晶变为等轴状铁素体，该微观组织可以降低热成形钢的硬度，从而降低热成形钢的剪切抗力，有助于实际应用中将热成形按需求进行剪切。具体地，退火处理采用罩式退火处理。
可以理解的是，退火处理过程中，将钢材初产品以2℃/min～20℃/min的速率升温至500℃～800℃的过程中，升温速率可以选自2℃/min、5℃/min、10℃/min、15℃/min、20℃/min等。升温之后的目标温度可以选自500℃、550℃、600℃、650℃、700℃、750℃、800℃等。进一步地，罩式退火处理过程中的保温时间可以是但不限定为5h、10h、15h、20h、24h、1.5d、2d、2.5d、3d、3.5d、4d、4.5d、5d、5.5d或6d等。
在一个具体的示例中，冷却处理也采用较快的冷却速率。可选地，冷却处理的冷却速率30℃/s、40℃/s、50℃/s、60℃/s、70℃/s、80℃/s、90℃/s、100℃/s、110℃/s、120℃/s、130℃/s、140℃/s、150℃/s、160℃/s、170℃/s、180℃/s、190℃/s、200℃/s、210℃/s、220℃/s、230℃/s、240℃/s或250℃/s。优选地冷却速率为70℃/s～250℃/s。可选地，通过冷却处理将保温之后的钢材预成品冷却至室温。
进一步地，冷却处理之后还包括如下步骤：将冷却处理之后的钢材预成品以2℃/min～30℃/min的速率升温至150℃～250℃，并在150℃～250℃下保温5min～60min，以对冷却处理之后的钢材预成品进行模拟烤漆。具体地，模拟烤漆采用回火。可以理解的是，模拟烤漆之后对钢材预成品冷却。冷却可以采用空冷至室温。还可以理解的是，将冷却处理之后的钢材预成品自室温以2℃/min～30℃/min的速率升温至150℃～250℃，并在150℃～250℃下保温5min～60min，以对冷却处理之后的钢材预成品进行模拟烤漆。
可以理解的是，模拟烤漆过程中，将冷却处理之后的钢材预成品以2℃/min～30℃/min的速率升温至150℃～250℃的过程中，升温速率可以选自2℃/min、5℃/min、10℃/min、15℃/min、20℃/min、25℃/min、30℃/min等。升温之后的目标温度可以选自150℃、160℃、170℃、180℃、190℃、200℃、210℃、220℃、230℃、240℃、250℃等。进一步地，模拟烤漆过程中的保温时间可以是但不限定为5min、10min、15min、20min、25min、30min、35min、40min、45min、50min、55min或60min等。
在一个具体的示例中，将制备原料制备成钢材初产品包括如下步骤：将制备原料经过冶炼、连铸、热轧得到热轧钢材初产品；或者，将制备原料经过冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧得到冷轧钢材初产品。即，在将制备原料制备成钢材初产品时，可以相应地采用热轧工艺或冷轧工艺将制备原料制备成热轧钢材初产品或冷轧钢材初产品。可以理解的是，冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧可以采用本领域常规的方式进行。
除了以上高塑性热成形钢和高塑性热成形钢的快速加热制备方法，本发明还有一实施例提供了一种热成形钢制品。该热成形钢制品包含有由上述高塑性热成形钢或上述快速加热制备方法得到的高塑性热成形钢。
另外，本发明还有一实施例提供了一种汽车。该汽车包含有上述热成形钢制品。上述高塑性热成形钢的引入，能够很好地促进汽车轻量化的发展。
以下为具体实施例。
实施例1
以质量百分数计，本实施例中的高塑性热成形钢的制备原料包括如下组分：C0.33％、Mn 1.04％、Si 0.25％、Cr 0.21％、Al 0.032％、Mo 0.15％、Nb 0.039％、V0.036％、N 0.0034％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例中高塑性热成形钢的快速加热制备方法包括如下步骤：
S101：将制备原料经过冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧得到冷轧钢材初产品(冷轧板)。冷轧板的扫描电镜组织图像如图1所示。图1中，片层状组织为变形珠光体，长条带状组织为变形铁素体。从图1中可以看出，冷轧板包括变形铁素体和变形珠光体。
S102：对S101得到的冷轧板进行罩式退火处理，制备钢材预成品。其中，罩式退火处理包括如下步骤：将冷轧板以4℃/min的速率随炉升温至710℃，并在710℃下保温20h，然后空冷至室温。钢材预成品的透射电镜组织图像如图2所示。图2中，黑色球状颗粒为球状渗碳体，黑色点状颗粒为纳米碳化物，灰色基体为等轴状铁素体。从图2可以看出，钢材预成品的组织为等轴铁素体、球状渗碳体和纳米碳化物复相组织。
实施例2
以质量百分数计，本实施例中的高塑性热成形钢的制备原料包括如下组分：C0.32％、Mn 1.5％、Si 1.0％、Cr 0.2％、Al 0.04％、Mo 0.15％、Nb 0.05％、V 0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例中高塑性热成形钢的快速加热制备方法包括如下步骤：
S101：将制备原料经过冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧得到冷轧钢材初产品(冷轧板)。
S102：对S101得到的冷轧板进行罩式退火处理，制备钢材预成品。其中，罩式退火处理包括如下步骤：将冷轧板以4℃/min的速率随炉升温至600℃，并在600℃下保温5d，然后空冷至室温。钢材预成品的扫描电镜组织图像如图3所示。图3中，白色颗粒为球状渗碳体，灰色基体为等轴状铁素体。从图3可以看出，钢材预成品的组织为等轴铁素体和球状渗碳体复相组织。事实上，复相组织中还弥散分布有纳米尺寸碳化物，但限于扫描电镜分辨率不足，无法显示出纳米碳化物。
S103：将S102得到的钢材预成品以10℃/s的速率升温至930℃，并在930℃下保温100s。然后以70℃/s的冷却速率冷却至室温。
S104：将S103冷却之后的钢材预成品进行模拟烤漆。模拟烤漆包括如下步骤：将S103冷却之后的钢材预成品以4℃/min的速率升温至170℃，并在170℃下保温20min。然后空冷至室温。得到本实施例中的高塑性热成形钢。高塑性热成形钢的组织是一种以回火马氏体为基体，其中弥散分布有球形微纳米尺寸残余奥氏体和纳米尺寸碳化物的复相组织。高塑性热成形钢的电子背散射衍射组织图像如图4所示。由于电子背散射衍射技术的分辨率不足以显示出纳米尺寸碳化物，因此从图4中可以看出，高塑性热成形钢组织的回火马氏体基体和其中弥散分布的球形亚微米尺寸残余奥氏体。
经性能检测，本实施例所制备的热成形钢的抗拉强度为1998MPa，屈服强度为1498MPa，均匀延伸率为5％，总延伸率为8％，冲击韧性为51J/cm2，冷弯角度为56°。而目前商用M1800LW热成形钢的抗拉强度为1897MPa，屈服强度为1398MPa，均匀延伸率为3％，总延伸率为5％，冲击韧性为36J/cm2，冷弯性能为47°。本实施例中得到的热成形钢在强度和塑性上优于商用M1800LW热成形钢。
实施例3
以质量百分数计，本实施例中的高塑性热成形钢的制备原料包括如下组分：C0.32％、Mn 1.5％、Si 1.0％、Cr 0.2％、Al 0.04％、Mo 0.15％、Nb 0.05％、V 0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例中高塑性热成形钢的快速加热制备方法包括如下步骤：
S101：将制备原料经过冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧得到冷轧钢材初产品(冷轧板)。
S102：对S101得到的冷轧板进行罩式退火处理，制备钢材预成品。其中，罩式退火处理包括如下步骤：将冷轧板以4℃/min的速率随炉升温至600℃，并在600℃下保温1d，然后空冷至室温，得到等轴铁素体、球状渗碳体和纳米碳化物复相组织。
S103：将S102得到的钢材预成品以100℃/s的速率升温至930℃，并在930℃下保温10s。然后以250℃/s的冷却速率冷却至室温。
S104：将S103冷却之后的钢材预成品进行模拟烤漆。模拟烤漆包括如下步骤：将S103冷却之后的钢材预成品以4℃/min的速率升温至170℃，并在170℃下保温20min。然后空冷至室温。得到本实施例中的高塑性热成形钢。高塑性热成形钢的组织是一种以回火马氏体为基体，其中弥散分布有球形亚微米尺寸残余奥氏体和纳米尺寸碳化物的复相组织。
实施例4
以质量百分数计，本实施例中的高塑性热成形钢的制备原料包括如下组分：C0.33％、Mn 1.04％、Si 0.25％、Cr 0.21％、Al 0.032％、Mo 0.15％、Nb 0.039％、V0.036％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例中高塑性热成形钢的快速加热制备方法包括如下步骤：
S101：将制备原料经过冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧得到冷轧钢材初产品(冷轧板)。
S102：对S101得到的冷轧板进行罩式退火处理，制备钢材预成品。其中，罩式退火处理包括如下步骤：将冷轧板以4℃/min的速率随炉升温至600℃，并在600℃下保温5d，然后空冷至室温，得到等轴铁素体、球状渗碳体和纳米碳化物的复相组织。
S103：将S102得到的钢材预成品以100℃/s的速率升温至930℃，并在930℃下保温10s。然后以250℃/s的冷却速率冷却至室温。
S104：将S103冷却之后的钢材预成品进行模拟烤漆。模拟烤漆包括如下步骤：将S103冷却之后的钢材预成品以4℃/min的速率升温至170℃，并在170℃下保温20min。然后空冷至室温。得到本实施例中的高塑性热成形钢。高塑性热成形钢的组织是一种以回火马氏体为基体，其中弥散分布有球形亚微米尺寸残余奥氏体和纳米尺寸碳化物的复相组织。
实施例5
以质量百分数计，本实施例中的高塑性热成形钢的制备原料包括如下组分：C0.32％、Mn 1.5％、Si 1.0％、Cr 0.2％、Al 0.04％、Mo 0.15％、Nb 0.05％、Ti 0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例中高塑性热成形钢的快速加热制备方法包括如下步骤：
S101：将制备原料经过冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧得到冷轧钢材初产品(冷轧板)。
S102：对S101得到的冷轧板进行罩式退火处理，制备钢材预成品。其中，罩式退火处理包括如下步骤：将冷轧板以4℃/min的速率随炉升温至600℃，并在600℃下保温5d，然后空冷至室温，得到等轴铁素体、球状渗碳体和纳米碳化物复相组织。
S103：将S102得到的钢材预成品以100℃/s的速率升温至930℃，并在930℃下保温10s。然后以250℃/s的冷却速率冷却至室温。
S104：将S103冷却之后的钢材预成品进行模拟烤漆。模拟烤漆包括如下步骤：将S103冷却之后的钢材预成品以4℃/min的速率升温至170℃，并在170℃下保温20min。然后空冷至室温。得到本实施例中的高塑性热成形钢。高塑性热成形钢的组织是一种以回火马氏体为基体，其中弥散分布有球形纳米尺寸残余奥氏体和纳米尺寸碳化物的复相组织。
对实施例以及商用M1800LW钢的抗拉强度、屈服强度、均匀延伸率以及总延伸率进行测试。测试结果如下表所示。
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准，说明书及附图可以用于解释权利要求的内容。

Claims (8)

1.一种高塑性热成形钢，其特征在于，以质量百分数计，所述高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.2%~0.45%、Mn 0.5%~2%、Si 0.1%~2%、Cr 0~0.5%、Al 0~3%、Nb 0~0.2%、V 0~0.5%、Ti 0~0.2%、Mo 0~0.5%、Ni 0~0.5%、W 0~0.5%、B 0~0.005%以及N 0~0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述高塑性热成形钢具有复相组织结构，所述复相组织结构包括马氏体基体、亚微米残余奥氏体和纳米碳化物，所述亚微米残余奥氏体和所述纳米碳化物弥散分布于所述马氏体基体中，所述复相组织结构还包括铁素体，所述铁素体弥散分布于所述马氏体基体中。
2.如权利要求1所述的高塑性热成形钢，其特征在于，所述马氏体基体为回火马氏体基体。
3.如权利要求1所述的高塑性热成形钢，其特征在于，所述亚微米残余奥氏体包括球形亚微米残余奥氏体。
4.如权利要求1~3中任一项所述的高塑性热成形钢，其特征在于，以质量百分数计，所述高塑性热成形钢包括如下元素组分：C 0.22%~0.32%、Mn 0.5%~1.5%、Si 0.1%~1%、Cr 0~0.2%、Al 0~0.04%、Nb 0~0.05%、V 0~0.05%、Ti 0~0.05%、Mo 0~0.15%、Ni 0~0.5%、W 0~0.4%、B 0~0.005%以及N 0~0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质。
5.一种高塑性热成形钢的快速加热制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
提供制备原料，以质量百分数计，所述制备原料包括如下组分：C 0.2%~0.45%、Mn 0.5%~2%、Si 0.1%~2%、Cr 0~0.5%、Al 0~3%、Nb 0~0.2%、V 0~0.5%、Ti 0~0.2%、Mo 0~0.5%、Ni 0~0.5%、W 0~0.5%、B 0~0.005%以及N 0~0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述制备原料制备成钢材初产品；
对所述钢材初产品进行奥氏体相变温度以下的退火处理，制备钢材预成品；所述退火处理包括如下步骤：将所述钢材初产品以2℃/min~20℃/min的速率升温至500℃~800℃，并在500℃~800℃下保温5h~5d，然后冷却；
将所述钢材预成品以10℃/s~200℃/s的速率升温至880℃~980℃保温1s~200s以进行快速加热处理；
对所述快速加热处理之后的钢材预成品进行冷却处理，所述冷却处理的冷却速率为30℃/s~250℃/s；
所述冷却处理之后还包括如下步骤：将所述冷却处理之后的钢材预成品以2℃/min~30℃/min的速率升温至150℃~250℃，并在150℃~250℃下保温5min~60min，以对所述冷却处理之后的钢材预成品进行模拟烤漆。
6.如权利要求5所述的高塑性热成形钢的快速加热制备方法，其特征在于，所述退火处理采用罩式退火处理。
7.一种热成形钢制品，其特征在于，包含有权利要求1~4中任一项所述的高塑性热成形钢或权利要求5~6中任一项所述的快速加热制备方法得到的高塑性热成形钢。
8.一种汽车，其特征在于，包含有权利要求7所述的热成形钢制品。
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