WO2024032528A1 - 一种优异抗低温脆性的热冲压部件及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种优异抗低温脆性的热冲压部件，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.26～0.40％，Si：0.1～1.5％，Mn+Cr：0.5～3.0％，Al：0.01～0.50％，Nb+Ti：0.04～0.25％，Mo+Ni：0.1～1.0％，B：0.001～0.005％；所述热冲压部件微观组织的基体具有体积比例高于85％的板条状回火马氏体；所述热冲压部件微观组织还具有析出相，其中Nb和Ti元素的析出量占这两种元素全部质量分数的50％以上，Nb和Ti的析出相呈颗粒状弥散分布在基体中。还公开了上述热冲压部件的制造方法。
Description
本发明涉及一种热冲压部件及其制造方法，尤其涉及一种抗低温脆性的热冲压部件及其制造方法。
近年来，随着全球汽车保有量的逐渐增加，其所造成的环境污染和能源消耗也变得日益严重，而汽车的轻量化技术能够有效地缓解此类问题，为此当前汽车制造企业针对汽车的轻量化进行了大量的研究。
研究发现，当采用超高强钢制备汽车结构时，其可以在保证安全性的前提下达到减轻汽车重量的目的。但是，在实际制备抗拉强度高于1180MPa的超高强钢产品时，其冷成形难度极大，且回弹控制能力不足；而热冲压成形所制备的部件具有超高强、易成形、尺寸精度高等特点，因此这种热成形超高强钢产品已经逐步成为车身轻量化的重要技术解决方案之一。
当前，伴随着碰撞安全法规的逐步升级，市场对于抗拉强度超过1700MPa的热冲压用钢的需求也在日益增加。但研究发现，相关抗拉强度超过1700MPa的热冲压用钢产品在弯曲和冲击性能方面的表现却十分不足，尤其是-60℃低温状态较差，这就导致热冲压部件在极寒地区服役中存在脆性开裂的风险，其会对用户生命财产安全造成不可估量的损失。
为此，为了确保热冲压部件在极端低温环境下的使用寿命，在制备超高强的热冲压部件时，还需要考虑材料的抗低温脆性。当前所采用的VDA238-100弯曲性能检测比较接近实际部件碰撞失效模式，因此针对低温VDA(弯曲角度)的评估显得尤为重要。
但是，目前已公布1700MPa强度级别的热冲压用钢获得韧性的同时存在多个方面的不足，且相关研究并未对平面变形条件下的低温脆性问题进行关注与说明。
例如：公开号为CN110423953A，公开日为2019年11月8日，名称为“一种抗拉强度1800MPa级以上的弯曲性能优良的热成形构件及其制备方法”的中国专利文
献，公开了一种抗拉强度1800MPa级以上的弯曲性能优良的热成形构件，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29-0.35％，Si≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P≤0.020％，S≤0.010％，Cr≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Nb：0.01-0.06％，V：0.01-0.06％，Mo≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质；所述热成形构件的表层为软相的铁素体组织，内层为马氏体组织。在该技术方案中，其借助表层软化相来提升材料的弯曲性能，但表层软化不可避免地会导致部件的碰撞抗变形能力降低，并且该技术方案未提及低温条件下的弯曲性能。
再例如：公开号为CN106460115A，公开日为2017年2月22日，名称为“热处理钢材及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种抗拉强度在1.8GPa以上，且韧性及焊接性优异的热处理钢材，其化学成分设计为：C：0.05～0.30％，Mn：2.0％～10.0％，Cr：0.01％～1.0％，Ti：0.01％～0.1％，B：0.001％～0.01％，Si：0.08以下，P：0.05％以下，S：0.05％以下，N：0.01％以下，Ni：0％～2.0％，Cu、Mo、V：分别为0％～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；当设C当量为[C]、设Mn当量为[Mn]时，满足“4612×[C]+102×[Mn]+605≥1800”。该热处理钢材的微观组织中具有体积比在90％以上的马氏体组织，其马氏体中位错密度为9.0×1015m-2以上。在该技术方案中，其借助低碳高锰实现零件高强化，但较高锰设计导致炼钢难度较大，且易出现偏析缺陷恶化韧性。
综上，现有抗拉强度1700MPa以上热冲压用钢主要是获得超高强度和室温韧性，其与抵抗低温弯曲脆性开裂方面内容不涉及或者不相关。由此，为了解决上述当前极寒地区所存在的超高强热冲压部件脆性断裂的问题，发明人期望提供一种新的优异抗低温脆性的热冲压部件及其制造方法，以有效满足市场需求。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种优异抗低温脆性的热冲压部件，该热冲压部件在具有超高强度的同时，还具有优异的抗低温脆性开裂特征，其室温抗拉强度大于1700MPa(如1700～2200MPa)，且在-60℃低温下与室温(20℃)下的弯曲性能比值(即-60℃与20℃弯曲角比值)大于0.85(如0.86～0.93)，同时-60℃低温强韧积(室温抗拉强度×-60℃弯曲角)不低于8×104(如8.8×104-11.3×104)。采用该热冲压部件可以有效解决当前极寒地区所存在的超高强热冲压部件脆性断裂的问题，其具有良好的应用前景，可广泛应用于汽车、船舶、机械等行业。
为了实现上述目的，本发明提出了一种优异抗低温脆性的热冲压部件，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.26～0.40％，Si：0.1～1.5％，Mn+Cr：0.5～3.0％，Al：0.01～0.50％，Nb+Ti：0.04～0.25％，Mo+Ni：0.1～1.0％，B：0.001～0.005％；
所述热冲压部件微观组织的基体具有体积比例高于85％的板条状回火马氏体；
所述热冲压部件微观组织还具有析出相，其中Nb和Ti元素的析出量占这两种元素全部质量分数的50％以上，Nb和Ti的析出相呈颗粒状弥散分布在基体中。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.26～0.40％，Si：0.1～1.5％，Mn+Cr：0.5～3.0％，Al：0.01～0.50％，Nb+Ti：0.04～0.25％，Mo+Ni：0.1～1.0％，B：0.001～0.005％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，其各化学元素质量百分含量为：C：0.26～0.40％；Si：0.1～1.5％；Mn：≤2.5％，Cr≤2％，且Mn+Cr：0.5～3.0％；Al：0.01～0.50％；Nb：0.01～0.1％，Ti：0.02～0.15％，且Nb+Ti：0.04～0.25％；Mo：≤0.6％，Ni：≤0.8％，且Mo+Ni：0.1～1.0％；B：0.001～0.005％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，C是热冲压用钢实现超高强度的关键元素，当钢中C元素含量低于0.26％时，其很难实现热冲压部件1700MPa强度目标。但需要注意的是，钢中C元素含量也不宜过高，随着钢中C元素含量的增加，热冲压部件的低温弯曲性能和焊接性能会出现显著恶化。因此，考虑到C元素含量对热冲压部件性能的影响，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，具体将C元素的质量百分含量控制在0.26～0.40％之间。
Si：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，添加一定量的Si元素能够有效提高热冲压部件的强度，并且有助于钢的脱氧。研究发现，当热冲压用钢中的Si元素含量处于0.1％以下时，其脱氧效果不佳；但是当热冲压用钢中的Si元素含量1.5％超过之后，其会影响钢板的可镀性。因此，为发挥Si元素的有益效果，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，将Si元素的质量百分含量控制在0.1～1.5％
之间。在一些实施方案中，将Si元素的质量百分含量控制在0.2～0.8％之间。
Mn、Cr：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，添加一定量的Mn与Cr均能有效提高热冲压用钢的淬透性，提高钢的强度和硬度，二者的效果类似。研究发现，当热冲压用钢中的Mn+Cr低于0.5％时，Mn、Cr元素对于钢材强度的贡献较低，不能达到本发明目的；而当热冲压用钢中的Mn+Cr高于3.0％时，其会恶化钢的可制造性和可焊接性。因此，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，具体将Mn、Cr元素的质量百分含量之和“Mn+Cr”控制在0.5～3.0％之间。在一些实施方案中，Mn的含量≤2.5％。在一些实施方案中，Cr的含量≤2％。在一些实施方案中，Mn的含量为0.2～2.5％，Cr的含量为0.2～2％，且Mn+Cr的含量为0.5～3.0％。在一些实施方案中，Mn的含量为0.3～1.5％，Cr的含量为0.2～1.2％，且Mn+Cr的含量为0.5～2.7％。
Al：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，Al作为脱氧元素，其可以起到脱氧的作用。因此，为确保Al元素发挥其自身的脱氧效果，热冲压用钢中需添加有0.01％以上的Al。但需要注意的是，热冲压用钢中Al元素含量也不宜过高，当钢中含有较多的Al时，其会造成钢中形成粗大的夹杂物，而且会导致可制造性变差。因此，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01～0.50％之间。在一些实施方案中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01～0.10％之间。
Nb、Ti：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，Nb、Ti均是钢中重要的微合金元素，部分Nb、Ti可以起到固溶强化作用，另外Nb、Ti元素和C、N都有极强的结合力，其能够结合析出稳定的碳化物、氮化物和碳氮化物，从而抑制热冲压加热中奥氏体晶粒的长大，以起到细化晶粒作用；此外，结合形成的析出相也能够作为氢陷阱，其可以降低热冲压用钢的氢致延迟开裂敏感性，并显著改善钢材的低温韧性。而且Ti元素还是一种良好的脱氧和固定氮有效元素，其不仅能够降低钢中氧化物夹杂，还能避免B与N结合形成BN。因此，为发挥Nb、Ti元素的有益效果，在本发明所述的热冲压部件中，具体将Nb、Ti元素的质量百分含量之和“Nb+Ti”控制在0.04～0.25％之间。其中，当Nb+Ti的含量低于0.04％时，则所形成的析出相数量不足，所起到的有益效果有限；而当Nb+Ti的含量高于0.25％时，则会导致效果饱和，而且易形成块状的氮化物，并会恶化产品的低温弯曲性能。在一些实施方案中，Nb的含量为0.01～0.1％。在一些实施方案中，Ti的含量为0.02～0.15％。
Mo、Ni：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，Mo、Ni元素均能显著改善热冲压部件的弯曲性能，尤其提升抗低温脆性的能力。其中，Ni元素能够降低热冲压用钢的韧脆转变温度，其对于提高钢材的弯曲韧性具有重要意义。而Mo元素则能够显著提高钢材的淬透性，其碳化物不仅可以细化奥氏体晶粒，又能抑制回火马氏体脆性，从而可以综合提高热冲压部件的强度和韧性。因此，添加一定量的Mo、Ni均能使热冲压部件具有优异的抗低温开裂性能，但综合考虑钢的合金成本和元素效果饱和度，在本发明中，具体将Mo、Ni元素的质量百分含量之和“Mo+Ni”控制在0.1～1.0％之间。在一些实施方案中，Mo的含量≤0.6％。在一些实施方案中，Ni的含量≤0.8％。在一些实施方案中，Mo的含量为0.1～0.6％，Ni的含量为0.1～0.8％，且Mo、Ni元素的质量百分含量之和“Mo+Ni”控制在0.1～1.0％之间。
B：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，添加一定量的B元素能够极大地增加钢的淬透性。但需要注意的是，钢中的B元素含量具有最佳的范围区间，当钢中的B元素含量高于一定量时，则淬透性增加效果不明显。为此，在本发明中，具体将B元素的质量百分含量控制在0.001～0.005％之间。
需要说明的是，中高碳热冲压用钢淬火获得热冲压部件具有较高的位错密度和相变内应力，且易形成孪晶马氏体，孪晶马氏体硬而脆，弯曲性能显著低于板条马氏体。尽管热冲压淬火至高温区形成的初始马氏体部分会发生自回火形成回火马氏体和析出碳化物，但是部件的整体性能仍然较差。因此，本发明研究通过成分与工艺控制，抑制基体中孪晶马氏体生成，且其基体具有体积比例高于85％的板条状回火马氏体。在一些实施方案中，本发明的热冲压部件的微观组织的基体具有体积比例为88～98％的板条状回火马氏体。
研究表明，在本发明中，Nb、Ti、Mo等元素析出相的尺寸对热冲压部件的弯曲性能有明显影响，因此需优化全工序促进Nb+Ti析出比例占其全部质量分数的50％以上(如55～75％)，并且降低析出相尺寸，呈弥散分布。特殊说明Nb、Ti析出量检测方式，采用化学法电解萃取得到析出碳化物、氮化物、碳氮化物的残渣，然后使用感耦合等离子体试验方法，确定Nb+Ti的析出质量分数。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，在不可避免的杂质中，P≤0.03％，S≤0.01％，N≤0.004％，O≤0.004％。
在上述技术方案中，P元素、S元素、N元素、O元素和H元素均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低
材料中杂质元素的含量。
P、S：在本发明中，P和S都是有害元素，P元素偏析会导致钢出现冷脆现象；而S元素偏析、MnS等硫化物会降低钢材的韧性，其在高温状态下导致热脆现象发生。本发明目的是提高热冲压部件的抗低温脆性能力，为此必须严格控制钢中P、S元素的质量百分含量，并具体控制为：P≤0.03％，S≤0.01％。
N：在本发明中，N在热冲压用钢中是杂质元素，其与Ti、Al、B等元素具有较强的亲和力，结合生成的TiN、AlN、BN是硬相夹杂物，这些硬相夹杂物便是脆性开裂源。因此，需严加控制热冲压用钢中的N含量，并保证N元素含量满足N≤0.004％，优选的可以进一步控制为N≤0.003％。
O：在本发明中，O元素极易与钢中非金属形成氧化物夹杂，其会显著恶化钢材的弯曲性能，因此必须严加控制炼钢脱氧工艺，并保证O元素的质量百分含量控制满足O≤0.004％。当然，在一些优选的实施方式中，可以进一步地控制O≤0.0025％。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，N≤0.003％并且/或者O≤0.0025％。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，其化学元素还包括下述各项的至少其中之一：Cu：0.01～1.0％，W：0.01～0.5％，V：0.01～0.5％。
在本发明的上述技术方案中，为了进一步优化所制备的热冲压部件的性能，该热冲压部件在化学成分设计时，还可以进一步优选地添加Cu、W、V元素。
Cu、W、V：在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，微量的Cu元素可以有效细化晶粒，并提高热冲压用钢的强韧性，而且Cu具有提升材料耐腐蚀性的效果；而钢中的W与V元素则是通过细小碳氮化物析出形式来实现细化晶粒，其可以有效提高热冲压用钢的韧性。但是，综合考虑钢的合金成本和元素效果饱和度，在本发明中，具体优选地添加Cu、W和V中的一种或几种，并具体控制其含量满足：Cu：0.01～1.0％，W：0.01～0.5％，V：0.01～0.5％。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，其中Ti元素的析出相包括TiN，TiN的长短轴比值小于6(如2.8～5.8)，且以面积率计算长轴大于2μm的TiN的密度低于50个/mm2(如15～50个/mm2)。
在本发明中，研究表明，热冲压部件中的N元素含量会对TiN形状、尺寸和数量造成影响，长条状尤其具有串状形态TiN以及长轴大于2μm的TiN夹杂物会显著恶化低温弯曲性能，因此需控制其数量低于50个/mm2。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，所述析出相中的TiC、Nb(C，N)、MoC的粒子直径小于80nm。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，其微观组织的基体还具有铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的一种或多种。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，其抗拉强度大于1700MPa，其在-60℃低温下与室温下的弯曲性能比值大于0.85，且-60℃低温强韧积不低于8×104。
需要说明的是，在本发明中，本发明所述的热冲压部件在-60℃低温下的弯曲性能与室温(20℃)下的弯曲性能参照VDA238-100检测方法进行检测。其中，在进行低温试验检测-60℃的弯曲性能时，具体将样品放入酒精冷却槽冷却至目标温度，保温20min后，快速样品转移至VDA弯曲设备，并保证在1min内完成弯曲试验，以获得对应的-60℃低温下的弯曲性能。
进一步地，在本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件中，所述热冲压部件中扩散H含量低于0.15ppm，如0.04-0.15ppm。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述的优异抗低温脆性的热冲压部件的制造方法，该制造方法生产简单，工艺设计合理，所获得的热冲压部件在具有超高强度的同时，还具有优异的抗低温脆性开裂特征，其具有良好的应用前景，可广泛应用于汽车、船舶、机械等行业。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的优异抗低温脆性的热冲压部件的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧、卷取、酸洗：其中控制板坯出加热炉的温度为1220～1280℃，终轧温度为880～940℃；控制卷取温度为580～680℃，卷取后以0.3～1℃/s的速度冷却至300℃以下(如200～300℃)；
(3)冷轧、退火：控制冷轧总压下量为30～60％；控制退火温度为680～750℃，退火后以平均速率1～15℃/s冷却至室温；
(4)热冲压成形：控制钢板再加热温度为850～950℃，再加热时间为2～10min，然后将钢板快速转移至模具完成热冲压；随后以10～100℃/s的平均速率的冷却至100～200℃，随后空冷至室温；
(5)低温回火：在150～250℃的烘烤炉中保温10～40min，随后取出空冷至室温。
在本发明的上述技术方案中，在步骤(1)的冶炼工艺中，需要按照本发明所设计的化学成分进行冶炼，并经过转炉脱氮、精炼脱氧后，进一步铸造制成板坯。
需要说明的是，本发明在冶炼吹氧脱碳过程中能够带走部分氮，后期延长吹氩气时间，可以有效保证钢中N元素含量低于0.004％，更优地可以低于0.003％；相应地，后续所进行的精炼脱氧能够促进C与O真空反应，后期加Al进行镇定，可以将钢中的O元素含量降低至O≤0.004％，更优地可以为O≤0.0025％。
相应地，在本发明所述制造方法的步骤(2)中，热轧板坯的出炉温度应较高以保证微合金化元素的充分溶解，以便于后续热轧卷取过程中充分析出，结合析出数量和避免析出相粗化的基础上，在本发明中，具体控制板坯出加热炉的出炉温度在1220～1280℃之间，终轧温度在880～940℃之间。另外，发明人研究表明：在卷取过程中，将卷取温度T的范围控制在580～680℃之间，有易于析出相生成。并且，在卷取后采用降低的冷却速率，以0.3～1℃/s的速度进行冷却，可以确保钢卷能够长时间地处于卷取温度T～300℃之间，从而进一步促进Nb、Ti等微合金元素碳化物、氮化物、碳氮化物的析出。
此外，在本发明所述制造方法的步骤(3)中，需要将冷轧总压下量控制在30％～60％之间。如果钢板冷轧总压下量小于30％，则钢板晶粒细化效果不明显；如果钢板冷轧总压下量大于60％，则钢板内部残余应力较大且带状组织较多不利于后续生产，而且带状组织会显著恶化后续热冲压部件韧性。
另外，在步骤(3)中，退火具有改善轧制态钢板非平衡态组织的作用，其可以降低带状组织C、Mn等元素偏析。在本发明中，将退火温度控制在680～750℃之间，有利于优化钢板成分组织均匀性；而在退火后，以1～15℃/s的平均冷却速率冷却至室温，一方面能够促进部分微合金元素析出，另外还可以避免快速冷却形成的带状组织和成分偏析。
在本发明所设计的这种技术方案中，完成退火后的钢板，需要进行步骤(4)的热冲压成形处理。在本发明中，具体将钢板再加热至850～950℃，并控制加热时间2～10min，上述区间既能保证钢板充分奥氏体化，又能避免奥氏体晶粒的粗大化。
相应地，加热后需要将钢板快速转移至模具以完成热冲压，后续再以10～100℃/s的平均速率冷却至100～200℃。其中，当平均冷却速率低于10℃/s时，则无法保证所制备的热冲压部件的强度；而当平均冷却速率高于100℃/s时，则存在以下问题：一是快速冷却导致孪晶马氏体的生成；二是马氏体位错密度较高且内应力较大；三是
不利于析出相的生成。以上这三点均会恶化所制备的热冲压部件的低温弯曲性能。另外，将所制备的热冲压部件冷却至200℃以下时，已经低于低碳马氏体相变结束点，如果终冷温度低于100℃以下，则将有利于中高碳孪晶马氏体生成。因而，在本发明中，具体控制冷却至100～200℃之间。
在本发明中，完成热冲压处理后所制备的热冲压部件还需要在150～250℃的低温烘烤炉中进行低温回火，并需要控制回火保温时间10～40min，其主要目的是：降低高位错密度马氏体比例，以保证最终所得的成品热冲压部件的板条状回火马氏体比例高于85％。
需要说明的是，在回火过程中，马氏体中过饱和碳的排出会促进碳化物析出，碳化物包括但不限于微合金碳化物析出相，另外本发明H元素是有害元素，游离的扩散H在热冲压部件中发生聚集会恶化韧性造成开裂的风险加大。通过低温回火处理排出热冲压部件中的扩散H，使其成品热冲压部件的扩散H含量≤0.15ppm，有助于降低脆性开裂的风险，从而进一步提升热冲压部件的低温弯曲性能。
当然，在具体实施时，本发明所设计的这种低温回火工艺并不仅局限于离线在烘烤炉中完成，其也可以在线通过模具感应加热或在线加热炉热处理完成。另外，本发明具体将回火保温时间控制在10～40min之间是因为：当低温回火时间过短，小于10min时，则短时间回火并不能达到上述效果；而当低温回火时间过长，高于40min时，则高温长时间回火在降低强度的同时还有可能进入回火脆性区间，其会导致最终成品热冲压部件的强度和低温弯曲性能均减弱。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)的退火步骤后还包括对钢板进行镀层或涂层涂覆的步骤。
在本发明所设计的这种技术方案中，退火完成后获得热冲压钢板可以是无镀层裸板，也可以进一步对钢板进行镀层或涂层涂覆的步骤，以减少钢板加热氧化铁皮并改善钢板的耐腐蚀性能。
相较于现有技术，本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明通过合理设计化学成分并结合优化工艺，开发出了一种具有优异抗低温脆性的热冲压部件，其在具有超高强度的同时，还具有优异的抗低温脆性开裂特征。该热冲压部件的抗拉强度大于1700MPa，且在-60℃低温下与室温(20℃)下的弯曲性能比值大于0.85，同时-60℃低温强韧积(室温抗拉强度×-60℃弯曲角)不低于8×104。
采用该热冲压部件可以有效解决当前极寒地区所存在的超高强热冲压部件脆性断裂的问题，其具有良好的应用前景，可广泛应用于汽车、船舶、机械等行业。
为了实现上述有益效果，发明人特地做出了以下几点改进：
1、发明人改善了热冲压部件的化学成分与工艺设计，其严格控制钢中N和O含量，以抑制TiN、AlN、BN大尺度氮化物夹杂形成，从而降低钢中非金属氧化夹杂物，上述氮化物、氧化物硬相夹杂是脆性断裂的开裂源点，其会显著恶化低温弯曲性能。但是，TiN等硬质夹杂物析出是不可避免的，因而本发明需降低单位面积内含量的同时采用工艺措施抑制其长大，以控制TiN的长短轴比值小于6，且以面积率计算长轴大于2μm的TiN的密度低于50个/mm2。
2、发明人通过控制热轧和退火工艺可以有效促进Nb+Ti析出，以使Nb和Ti元素的析出量占这两种元素全部质量分数的50％以上，Nb和Ti元素的析出相可起到抑制热冲压再加热奥氏体晶粒增大，细化晶粒的效果，其可以有效改善低温弯曲性能；此外，Nb、Ti元素的析出相还能降低氢脆风险。为此，本发明在满足析出数量的同时，还有效地的控制Nb、Ti析出相的尺寸，以使其析出相中的TiC、Nb(C，N)、MoC的粒子直径小于80nm，从而形成弥散分布的纳米尺度析出相，进一步提升低温弯曲性能。
3、本发明通过促进微合金碳化物析出，降低基体C含量，并采用控制淬火冷却速率和冷却结束温度，能够抑制孪晶马氏体生成。在回火过程中，热冲压部件还具体进行了低温回火，以保证最终微观组织中的板条回火马氏体体积比例高于85％，从而降低马氏体位错密度，改善低温弯曲性能。
4、本发明通过添加微量的Mo和Ni，可以防止上述低温回火脆性和抑制低温裂纹扩展，并有效改善热冲压部件的低温弯曲性能。
图1为实施例6的热冲压部件在扫描电镜下的显微组织照片。
下面将结合具体的实施例对本发明所述的优异抗低温脆性的热冲压部件及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-10
实施例1-10的热冲压部件均采用以下步骤制得：
(1)按照下述表1所示的化学成分进行冶炼和铸造：在实际操作时，具体按照表1所设计的化学成分进行冶炼，而后经转炉脱氮，精炼脱氧，再铸造成板坯。
(2)热轧、卷取、酸洗：对铸造获得的板坯进行热轧，并控制板坯出加热炉的温度为1220～1280℃，控制终轧温度为880～940℃；热轧后进行卷取，并控制卷取温度为580～680℃，卷取后以0.3～1℃/s的速度冷却至300℃以下；后经酸洗获得热轧板坯。
(3)冷轧、退火：对热轧板坯进行冷轧，并控制冷轧总压下量为30～60％；冷轧后的钢板需进一步进行退火，并具体控制退火温度为680～750℃，退火后以平均速率1～15℃/s冷却至室温；其中，在退火完成后，还可以对钢板进行镀层或涂层涂覆的步骤，以获得带有镀层或涂层的钢板。
(4)热冲压成形：控制钢板再加热温度为850～950℃，再加热时间为2～10min，然后将钢板快速转移至模具完成热冲压；随后以10～100℃/s的平均速率的冷却至100～200℃，随后空冷至室温，以获得对应的热冲压部件。
(5)低温回火：将制备的热冲压部件输入到150～250℃的烘烤炉中保温10～40min，随后取出空冷至室温，获得最终厚度为1.4mm的成品热冲压部件。
在本发明所设计的这种技术方案中，本发明上述所制备的实施例1-10的热冲压部件的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。
表1列出了实施例1-10的热冲压部件的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt.％，余量为Fe和除P、S、N和O以外的其他不可避免的杂质)
相应地，表2-1和表2-2列出了实施例1-10的热冲压部件在上述工艺步骤(1)-(5)中的具体工艺参数。
表2-1
表2-2
在本发明中，在完成上述制造工艺后，可以将获得的成品实施例1-10的热冲压部件分别取样，针对实施例1-10的热冲压部件样品的微观组织进行观察，观察发现实施例1-10的热冲压部件样品的微观组织的基体具有体积比例高于85％的板条状回火马氏体；同时，各实施例热冲压部件的微观组织中还具有铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的一种或多种，其具体观察分析结果列于下述表3之中。
相应地，在观察实施例1-10的热冲压部件样品的微观组织时，不难发现，热冲压部件微观组织还具有析出相，其中Nb和Ti元素的析出量占这两种元素全部质量分数的50％以上，Nb和Ti的析出相呈颗粒状弥散分布在基体中。
针对这些析出相进行进一步地分析发现，在实施例1-10中，析出相中的TiC、Nb(C，N)、MoC的粒子直径均小于80nm；并且，在Ti元素的析出相中，其析出相可以具体包括TiN，TiN的长短轴比值均小于6，且以面积率计算长轴大于2μm的TiN的密度均低于50个/mm2。
表3列出了针对实施例1-10的热冲压组件的微观组织的观察分析结果。
表3
相应地，在完成上述对于微观组织的观察和分析后，为了进一步说明本发明所制备的热冲压部件具有十分优异的力学性能。基于获得的实施例1-10的热冲压部件，发明人对这些实施例的热冲压部件再次进行了取样，并针对实施例1-10的热冲压部件强度以及抗低温脆性进行了检测，相关检测结果列于下述表4之中。
在本发明中，针对实施例1-10所具采用的检测手段，如下所述：
拉伸试验：在GB/T 228金属材料拉伸试验室温试验方法的要求下，检测室温抗拉强度，以测得实施例1-10的热冲压部件的室温抗拉强度。
弯曲性能测试：实施例1-10的热冲压部件在-60℃低温下与室温(20℃)下的弯曲性能参照VDA238-100检测方法进行检测，在进行低温试验检测-60℃的弯曲性能时，将样品放入酒精冷却槽冷却至目标温度，保温20min后，快速样品转移至VDA弯曲设备，并保证在1min内完成弯曲试验，以获得对应的-60℃低温下的弯曲性能。针对测得的实施例1-10的热冲压部件在-60℃低温下与室温(20℃)下的弯曲性能，可以进一步获得弯曲性能比值(即-60℃弯曲角与20℃弯曲角的比值)。
相应地，基于上述测试，可以进一步获得实施例1-10的热冲压部件在-60℃低温强韧积(室温抗拉强度×-60℃弯曲角)。
此外，针对所制备的实施例1-10的热冲压部件，利用布鲁克G4扩散H分析仪
测得部件中扩散H含量，还进一步测得了各实施例热冲压部件中的扩散H含量。
表4列出了实施例1-10的热冲压部件的力学性能试验结果。
表4
从上述表4可以看出，采用本发明所设计的这种技术方案所具体制备的实施例1-10的热冲压组件具有超高的强度和优异的抗低温脆性特征，其抗拉强度在1729-2191MPa之间，在-60℃低温下与室温(20℃)下的弯曲性能比值在0.86-0.93之间，并且其-60℃低温强韧积具体在8.8×104-11.3×104之间。
并且，采用本发明这种技术方案所制备的实施例1-10的成品热冲压组件最终的扩散H含量均≤0.15ppm，其具体在0.04-0.15ppm之间。
综上所述，按照本发明所生产的热冲压组件在具有超高强度的同时，还具有优异的抗低温脆性特征，采用该热冲压部件可以有效解决当前极寒地区所存在的超高强热冲压部件脆性断裂的问题，其具有良好的应用前景，可广泛应用于汽车、船舶、机械等行业。
图1为实施例6的热冲压部件在扫描电镜下的显微组织照片。
如图1所示，图1给出了实施例6的热冲压部件的微观组织，从图1不难看出，其板条状回火马氏体比例高于85％。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。
Claims (15)
- 一种优异抗低温脆性的热冲压部件，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.26～0.40％，Si：0.1～1.5％，Mn+Cr：0.5～3.0％，Al：0.01～0.50％，Nb+Ti：0.04～0.25％，Mo+Ni：0.1～1.0％，B：0.001～0.005％；所述热冲压部件微观组织的基体具有体积比例高于85％的板条状回火马氏体；所述热冲压部件微观组织还具有析出相，其中Nb和Ti元素的析出量占这两种元素全部质量分数的50％以上，Nb和Ti的析出相呈颗粒状弥散分布在基体中。
- 如权利要求1所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：C：0.26～0.40％，Si：0.1～1.5％，Mn+Cr：0.5～3.0％，Al：0.01～0.50％，Nb+Ti：0.04～0.25％，Mo+Ni：0.1～1.0％，B：0.001～0.005％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
- 如权利要求1所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：C：0.26～0.40％；Si：0.1～1.5％；Mn：≤2.5％，Cr≤2％，且Mn+Cr：0.5～3.0％；Al：0.01～0.50％；Nb：0.01～0.1％，Ti：0.02～0.15％，且Nb+Ti：0.04～0.25％；Mo：≤0.6％，Ni：≤0.8％，且Mo+Ni：0.1～1.0％；B：0.001～0.005％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.03％，S≤0.01％，N≤0.004％，O≤0.004％。
- 如权利要求4所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，N≤0.003％并且/或者O≤0.0025％。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其化学元素还包括下述各项的至少其中之一：Cu：0.01～1.0％，W：0.01～0.5％，V：0.01～0.5％。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其中Ti元素的析出相包括TiN，TiN的长短轴比值小于6，且以面积率计算长 轴大于2μm的TiN的密度低于50个/mm2。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，所述析出相中的TiC、Nb(C，N)、MoC的粒子直径小于80nm。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其微观组织的基体还具有铁素体、珠光体、贝氏体、残余奥氏体的一种或多种。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其抗拉强度大于1700MPa，其在-60℃低温下与室温下的弯曲性能比值大于0.85，且-60℃低温强韧积不低于8×104。
- 如权利要求10所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，其抗拉强度为1700～2200MPa，在-60℃与室温下的弯曲角比值为0.86～0.93，-60℃低温强韧积为8.8×104-11.3×104。
- 如权利要求1～3中任一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件，其特征在于，所述热冲压部件中扩散H含量低于0.15ppm。
- 如权利要求1-13中任意一项所述的优异抗低温脆性的热冲压部件的制造方法，其特征在于，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)热轧、卷取、酸洗：其中控制板坯出加热炉的温度为1220～1280℃，终轧温度为880～940℃；控制卷取温度为580～680℃，卷取后以0.3～1℃/s的速度冷却至300℃以下；(3)冷轧、退火：控制冷轧总压下量为30～60％；控制退火温度为680～750℃，退火后以平均速率1～15℃/s冷却至室温；(4)热冲压成形：控制钢板再加热温度为850～950℃，再加热时间为2～10min，然后将钢板快速转移至模具完成热冲压；随后以10～100℃/s的平均速率的冷却至100～200℃，随后空冷至室温；(5)低温回火：在150～250℃的烘烤炉中保温10～40min，随后取出空冷至室温。
- 如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)的退火步骤后还包括对钢板进行镀层或涂层涂覆的步骤。
- 如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，卷取后以0.3～1℃/s的速度冷却至200～300℃。
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