CN102286689B

CN102286689B - 一种双相热成形钢的制备方法

Info

Publication number: CN102286689B
Application number: CN2011102593421A
Authority: CN
Inventors: 陈银莉; 程俊业; 苏岚; 靳海亮; 赵爱民
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2011-09-02
Filing date: 2011-09-02
Publication date: 2012-11-07
Anticipated expiration: 2031-09-02
Also published as: CN102286689A

Abstract

本发明提供一种双相热成形钢的制备方法，属于汽车用高强钢技术领域。该钢的成分质量百分含量为：C：0.1~0.5%、Si：0.3-2.5%、Mn：1.0~3.0%、Al：1.0-3.0%、P：<0.02%、S：<0.01%、N：<0.01%，余量为铁及不可避免杂质。生产工艺为：冶炼→热轧，热轧后进行热成形工艺模拟。控制的工艺参数为：热轧板坯加热至1200~1250℃，保温0.5~1小时，终轧温度800~900℃，卷取温度600~700℃。热成形工艺为：加热温度为750~850℃，保温5min，以大于40℃/s的速度冷至室温。本发明采用Al微合金化处理，与传统的热成形锰硼钢比较，优点在于：1）热成形加热温度低，减轻表面氧化；2）热成形后组织为铁素体+马氏体双相组织。

Description

一种双相热成形钢的制备方法

技术领域

本发明属于高强度汽车用钢技术领域，特别是涉及一种双相热成形钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车工业的发展，节能减排已成为当今世界共同关注的焦点。汽车轻量化是实现这一目标的主要措施，且钢板表面技术目前研究的热点。

通常情况下，抗拉强度大于1000MPa的超高强度汽车用钢由于其强度高，塑性变形范围很窄，成形性不好，而且所需的冲压力大。在室温下冲压变形时，易开裂，成形后零件的回弹严重，导致零件的尺寸和形状稳定性变差，复杂形状的零件冲压成形更加困难。因此传统的冷冲压方法难以解决超高强度钢板在汽车车身制造中遇到的问题。为此，世界各国投入大量的精力来开展超高强度钢板热冲压成形技术的研究。热冲压成形工艺技术是把板料（多为硼合金钢）放入均热炉，加热到900℃以上后保温一段时间，使其完全奥氏体化后，迅速送入带有冷却***的模具内进行冲压变形，成形后需要保压一段时间使零件形状尺寸趋于稳定，期间模具接触钢板表面使变形和冷却同时发生，保压定型期间组织发生相变，由奥氏体转变成均匀的马氏体组织，从而得到超高强度的钢板，抗拉强度可提高到初始值的2.5倍以上。

目前，国内外常用的热成形高强钢是22MnB5钢，经热成形后的组织由非常硬的马氏体组成，屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1500MPa，延伸率在5%左右，多用在汽车的A/B/C柱、保险杠、车门防撞杆等对碰撞要求较高的部件上。该类钢板要得到以上性能必须将钢板加热到奥氏体区进行完全奥氏体化过程，在随后的冷却过程中，由奥氏体转变成非常硬的马氏体组织才行。在奥氏体化过程中，由于温度较高，表面氧化严重，损坏了钢板的表面质量，为后续的表面处理工序增加了难度。因此，如何改善热成形高强钢板的表面质量成为热成形技术中亟待解决的问题之一。

发明内容

本发明的目的在于提供一种双相热成形钢的制备方法，热成形时加热温度低，减轻表面氧化，且热成形后组织为铁素体+马氏体双相组织。

根据上述目的，本发明所采取的整体技术路线是：

（1）通过控制C元素含量，来保证足够的强度；

（2）加入适量的Al元素，扩大奥氏体+铁素体两相区。

（3）加入适量的Mn元素，稳定奥氏体，提高淬透性，使在较低的冷速下得到一定比例的马氏体组织。

（4）通过控制P、S等杂质元素，确保钢板纯净度，有利于提高延伸率。

本发明钢的主要成分质量百分含量为：C：0.1~0.5%、Si：0.3-2.5%、Mn：1.0~3.0%、Al：1.0-3.0%、P：<0.02%、S：<0.01%、N：<0.01%，余量为铁及不可避免杂质。

本发明制造方法为：首先根据化学成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热，加热温度为1200~1250℃，保温0.5~1.5小时，终轧温度为800~900℃，卷取温度为600~700℃；热成形工艺为：加热温度为750~850℃，优选加热温度为780~850℃，保温3-8min，以大于40℃/s的速度冷至室温。可得到表面质量良好的热成形钢板，其组织为马氏体+铁素体的双相组织。

本发明合金成分设计的理由及各元素的配比依据如下：

C：重要的固溶强化元素，对淬火马氏体组织的强度起到决定性的作用。并且C还是奥氏体稳定化元素，强烈降低Ms点，使成形后组织保存有一定量的残余奥氏体，提高塑性。因此，为了保证强度和塑性，C含量控制在0.1~0.5%。

Si：铁素体的固溶强化元素，也是强有效的抑制碳化物析出元素，可以加速碳向奥氏体偏聚，稳定奥氏体。Si含量低时，达不到以上要求；高时，会导致塑韧性下降。因此，Si含量应控制在0.3~2.5%。

Mn：稳定奥氏体元素，能够降低残余奥氏体的Ms温度。而且，Mn可提高淬透性，提高加工硬化性能，Mn含量过低时，组织中难于形成足够量的马氏体，强化效果减弱，过高会导致有害的带状组织的形成。因此，Mn含量控制在1~3%。

Al：能够强烈提高A₃ 点，明显扩大奥氏体+铁素体两相区，在热成形过程中，保证在高温加热保温过程中仍处于两相区，成形后保留部分铁素体组织，提高塑性。并且Al可以有效抑制碳化物析出，稳定残余奥氏体中的C含量，保证残余奥氏体的稳定性，有利于塑性的提高。因此，Al含量控制在1~3%。

P：有害元素，在奥氏体晶界容易形成微观偏析，使钢的脆性显著提高，破坏冲击韧性。因此，P含量应控制在0.02%以下。

S：不可避免的杂质元素，容易与Mn结合形成MnS夹杂物，并在晶界偏析，对钢的延伸、冲击韧性及热加工都十分不利。因此，S含量应控制在0.01%以下。

N：与Al等结合成氮化物，从而细化晶粒，但过高也会偏聚晶界而降低晶界强度。因此，N含量控制在0.01%以下。

本发明的优点在于：与传统的22MnB5钢相比，本发明钢在热成形加热温度低，减少表面氧化，提高表面质量，且热成形后钢板的组织为马氏体和铁素体双相组织，有利于提高塑性。

附图说明

图1 (a) 热轧工艺示意图；

图1 (b) 热成形工艺模拟示意图；

图2 本发明实施例的显微组织。

具体实施方式

本发明的实施例化学成分如表1所示，冶炼后铸坯锻造成尺寸为40mm（厚）×70mm（宽）×80mm（长）坯料。坯料经过1200℃均热1小时，经多道次热轧成4.0mm厚钢板，控制终轧温度为880℃，水冷至680℃，放入保温炉保温1h后随炉冷却，以模拟卷取过程，如图1(a)所示。

实施例一

将热轧后的钢板加热至800℃，保温5min，以大于40℃/s的速度冷至室温，如图1(b)所示。热成形模拟后钢板的显微组织和力学性能分别如图2和如表2所示。热成形后钢板组织为铁素体+马氏体双相组织。

实施例二

将热轧后的钢板加热至820℃，保温5min，以大于40℃/s的速度冷至室温，如图1(b)所示。热成形模拟后钢板力学性能如表2所示，显微组织与实施例一相同。热成形后钢板组织为铁素体+马氏体双相组织。

实施例三

将热轧后的钢板加热至850℃，保温5min，以大于40℃/s的速度冷至室温，如图1(b)所示。热成形模拟后钢板力学性能如表2所示，显微组织与实施例一相同。热成形后钢板组织为铁素体+马氏体双相组织。

表1 实施例的化学成分（质量分数/%）

表2 实施例的力学性能

编号	热成形加热温度/℃	R_p0.2/MPa	R_m/MPa
				实施例一	800	720	1155
实施例二	820	770	1260
				实施例三	850	780	1330

Claims

1.一种双相热成形钢的制造方法，其特征在于该钢的主要化学成分质量百分比为：C：0.1~0.5%、Si：0.3-2.5%、Mn：1.0~3.0%、Al：1.0-3.0%、P：<0.02%、S：<0.01%、N：<0.01%，余量为铁及不可避免杂质；制造方法为：首先根据化学成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热，加热温度为1200~1250℃，保温0.5~1.5小时，终轧温度为800~900℃，卷取温度为600~700℃；热成形工艺为：加热温度为750~850℃，保温3-8min，以大于40℃/s的速度冷至室温。

2.如权利要求1所述双相热成形钢的制造方法，其特征在于，热成形工艺中的加热温度为780~850℃，处于奥氏体和铁素体两相区。