CN108624742B - 高强度钢的快速局部退火 - Google Patents

Abstract

公开了高强度钢的快速局部退火。还公开了局部软化高强度钢的***和方法。一种方法可以包括：对具有至少450HV的硬度的钢组件的一个或更多个局部区域进行热处理，以使局部区域软化到至多250HV的硬度。热处理步骤可以包括仅将局部区域加热至高于组件的A_C1温度并低于组件的A_C3温度的目标温度。在另一方法中，热处理步骤可以包括：仅将局部区域加热至高于组件的A_C3温度的第一目标温度；将局部区域冷却至低于组件的A_C1温度；以低于A_C1温度的第二目标温度等温保持所述局部区域。局部软化的区域可以允许组件的改善的接合和/或修剪。

Description

高强度钢的快速局部退火

技术领域

本公开涉及高强度钢的快速局部退火，例如以能够进行接合或修剪。

背景技术

为了满足燃料效率标准和/或客户燃料经济性期望，已经努力减小车辆的重量(例如，轻量化)。轻量化的一种方法已包括用较轻的材料代替传统的材料，例如，对于某些组件利用铝代替钢。另外，较强等级的钢通过能够进行需要更少的钢的更有效的设计来减少车辆质量。这些替代和策略也可以混合，引起需要对不同材料进行接合的情况。然而，接合不同材料的困难会限制较轻材料的利用。例如，当需要将由铝和高强度钢形成的组件接合时，在焊接和接合工艺中会存在困难。

一种当前的用于不同材料的机械接合的解决方案是使用自穿孔铆钉(SPR)。通常，SPR工艺包括在模具与压边圈之间夹紧两个或更多个板材，并将半管状铆钉驱动到冲压工具中的冲头与模具之间的材料中。SPR穿透顶部板材并张开到下部板材中，以机械互锁板材。由于先进的高强度钢(AHSS)或硼钢在热冲压后的高强度/低延展性，使得将铝合金与AHSS或超高强度钢(UHSS)(诸如硼钢)铆接可能是具有挑战性的。

发明内容

在至少一个实施例中，提供了一种方法。该方法可以包括对具有至少450HV的硬度的钢组件的一个或更多个局部区域进行热处理，以使局部区域软化到至多250HV的硬度。热处理步骤可以包括仅将局部区域加热至高于组件的A_C1温度并低于组件的A_C3温度的目标温度。

仅将局部区域加热至目标温度的步骤可以包括连续增大局部区域的温度直至局部区域达到目标温度。一旦局部区域达到目标温度，就可以停止加热，并可以开始冷却步骤，冷却步骤包括以至多10℃/s的速率冷却局部区域。冷却步骤可以包括空气冷却局部区域。局部区域可以在少于10秒内被加热至目标温度。在一个实施例中，钢组件是包括未回火马氏体的硼钢组件。在另一实施例中，硼钢组件的A_C1温度可以根据以下公式确定：A_C1＝755-10.7(％Mn)+16.9(％Cr)+29.1(％Si)+0.035HR(mart)，其中，HR(mart)表示未回火马氏体的加热速率。加热速率可以为至少100℃/s。该方法还可以包括：将机械紧固件***到局部区域中以将组件接合到另一组件或者在局部区域中对组件进行修剪。

在至少一个实施例中，提供了一种方法。该方法可以包括对具有至少450HV的硬度的钢组件的一个或更多个局部区域进行热处理，以软化局部区域。热处理可以包括：仅将局部区域加热至高于组件的A_C3温度的第一目标温度；将局部区域冷却至低于组件的A_C1温度；以低于A_C1温度的第二目标温度等温保持该局部区域。

该方法还可以包括在等温保持之后冷却局部区域，使得局部区域具有至多250HV的硬度。在一个实施例中，第二目标温度在A_C1温度的80％-100％内。等温保持可以持续达20秒。在一个实施例中，等温保持可以包括将局部区域的温度基本恒定地保持在第二目标温度。在另一实施例中，等温保持包括将局部区域的温度保持在第二目标温度附近的窗口内，窗口达10℃。仅将局部区域加热至第一目标温度的步骤可以包括：连续增大局部区域的温度直至局部区域达到第一目标温度；一旦局部区域达到目标温度，就可以停止加热，并且可以开始冷却至低于A_C1温度的步骤。

在一个实施例中，钢组件是包括未回火马氏体的硼钢组件，可以根据以下公式确定A_C1温度和A_C3温度：A_C1＝755-10.7(％Mn)+16.9(％Cr)+29.1(％Si)+0.035HR(mart)；A_C3＝923-203(％C)^1/2-30(％Mn)+31.5(％Mo)‐11(％Cr)+44.7(％Si)+0.034HR(mart)；其中，HR(mart)表示未回火马氏体的加热速率。该方法还可以包括将机械紧固件***到局部区域中以将组件接合到另一组件或者在局部区域中对组件进行修剪。

在至少一个实施例中，提供了一种组合件。该组合件可以包括：第一组件，由钢形成并且具有至少450HV硬度的主体和具有至多250HV硬度的一个或更多个局部区域；第二组件，由与第一组件的材料不同的材料形成；紧固件，接合第一组件和第二组件并在所述一个或更多个局部区域中的一个内延伸。在一个实施例中，所述一个或更多个局部区域可以具有至多200HV的硬度。

附图说明

图1是根据实施例的将接收局部软化操作的包括待接合和修剪的区域的热冲压组件的示意性俯视平面图；

图2是根据实施例的使用快速临界间退火工艺局部软化组件的待接合或待修剪的区域的方法的流程图的示例；

图3是根据实施例的在快速临界间退火工艺期间的组件的局部区域的温度与时间的曲线图；

图4是根据实施例的使用快速等温退火工艺局部软化组件的待接合或待修剪的区域的方法的流程图的示例；

图5是根据实施例的在快速等温退火工艺期间的组件的局部区域的温度与时间的曲线图；

图6A示出了在10℃/s加热速率下铁素体+球状碳化物和未回火马氏体的微结构的热膨胀测定法曲线；

图6B示出了在100℃/s加热速率下铁素体+球状碳化物和未回火马氏体的微结构的热膨胀测定法曲线；

图6C示出了在200℃/s加热速率下铁素体+球状碳化物和未回火马氏体的微结构的热膨胀测定法曲线；

图6D示出了在300℃/s加热速率下铁素体+球状碳化物和未回火马氏体的微结构的热膨胀测定法曲线；

图7是根据加热速率和进入的微结构的A_C1和A_C3温度的ΔT的图；

图8A示出了在加热速率100℃/s下加热至750℃的样品的并且示出没有相变的迹象的热膨胀测定法曲线；以及

图8B示出了以100℃/s的加热速率加热至760℃的样品的并且示出了有相变的迹象的热膨胀测定法曲线。

具体实施方式

根据需要，这里公开了本发明的详细实施例；然而，将理解的是，公开的实施例仅是发明的可以以各种和可替代的形式实施的示例。附图不一定按比例绘制；可以夸大一些特征或者使一些特征最小化，以示出特定组件的细节。因此，这里公开的特定结构和功能细节将不被解释为限制性的，而仅作为用于教导本领域技术人员以各种方式使用本发明的代表性基础。

为了接合不能利用传统技术接合的不同材料，已经开发了新的紧固方法。已经普及的一种方法是自穿孔铆钉(SPR)，然而，还存在多种其它方法，诸如摩擦元件焊接(FEW)和流钻螺钉(FDS)。如上所述，使用这些替代技术接合不同材料会在材料中的一种具有高强度和相对低的延展性时造成挑战。除了接合高强度钢的挑战之外，也难以在对由高强度钢形成的组件进行冲压(或对由高强度钢形成的组件进行其它加工工艺)之后修剪由高强度钢形成的组件。

参照图1，示出了组件10。组件10可以是热冲压组件。在一个实施例中，组件10由诸如先进高强度钢(AHSS)或超高强度钢(UHSS)(诸如硼钢)的钢形成。当进行热冲压时，组件可以具有大部分或完全马氏体微结构(例如，至少90体积％、95体积％或99体积％的马氏体微结构)。热冲压组件可以具有诸如至少450HV或475HV的非常高的硬度。组件10可以包括一个或更多个区域，所述一个或更多个区域被构造为在其上执行附加的处理步骤(诸如接合工艺或修剪工艺)。

在一个实施例中，组件10可以包括被构造为接收机械紧固件的一个或更多个接合区域12。机械紧固件可以是不需要或不使用预先形成的孔的类型，诸如SPR、FEW、FDS或其它机械紧固件。在图1中以虚线示出了三个接合区域12，然而，可以存在单个接合区域12或任何数量的接合区域12。接合区域12可以位于组件10上的被构造为接收紧固件的任何位置。

除了或代替接合区域12，组件可以包括修剪区域14。修剪区域14可以是组件10的被构造为进行机械加工或切割的区域。修剪区域14可以形成为具有相对窄的宽度的条或带，以允许修剪工具通过它。修剪工具可以是机械的(例如，切割工具或铣削工具，诸如锯)或非机械的(例如，水射流、激光等)，修剪区域14的宽度可以根据使用的修剪工具的类型而变化。示出了两个修剪区域14，然而，可以存在单个修剪区域14或任何数量的修剪区域14。修剪区域14可以限定废料区域16或组件的将通过修剪操作去除的区域。

在至少一个实施例中，可以对待接合、修剪或以其它方式机械加工的区域(例如，区域12和/或区域14)中的高强度钢执行局部软化操作。通常，高强度钢(例如通过热冲压形成的高强度钢)具有大部分或完全是马氏体的微结构。钢的热冲压步骤通常包括将组件加热至微结构是完全奥氏体的温度，然后在冲压操作期间使用冷却的模具对其进行淬火以形成马氏体。马氏体是由于当快速冷却钢组件时发生的从奥氏体的无扩散相变而发生的微结构。马氏体微结构包括板条或片状晶粒并且导致非常高的强度(与其它相/微结构相比)。为了局部软化钢的特定区域，可以对这些区域进行退火，以改变其微结构，以包括不同的较软的相，诸如铁素体和/或珠光体微组成。然而，钢的为了获得这些微组成(例如，铁素体和珠光体)的典型退火周期时间长于四小时。

为了减小退火周期时间以在铆接区域中获得退火微结构，开发了两种快速退火方法，以在热冲压之后产生用于AHSS或UHSS(例如，硼钢)的退火微结构。提出的方法需要的时间可以在从几秒至小于50秒的范围。公开的退火方法可以将热冲压钢的硬度从大于400HV(例如，450HV或475HV以上)减小到小于250HV(例如，小于225HV或200HV)。然后可以接合(例如，使用SPR接合)、修剪或以其它方式机械加工钢的退火部分。

参照图2至图3，示出了公开的快速临界间退火工艺20的示例以及针对工艺20的示例加热曲线。在步骤22中，可以对组件(例如，钢组件)进行热冲压。虽然示出并描述了热冲压，但是步骤22可以包括其它加热和淬火工艺。步骤22的结果可以是具有大部分或完全是马氏体的微结构的钢组件。钢组件可以是AHSS或UHSS，诸如硼钢。然而，工艺20可以适用于任何钢组成。

在步骤24中，可以快速加热组件的特定目标区域。目标区域可以是将被接合/紧固、修剪或以其它方式机械加工的区域。例如，该区域可以包括如上所述的接合区域12和/或修剪区域14。可以使用具有高加热速率(例如，100℃/s或更高)的任何适合的加热设备来执行快速加热。在一个实施例中，加热速率可以是至少100℃/s，例如，至少150℃/s、200℃/s或300℃/s。可以使用的加热设备的非限制性示例可以包括感应加热或激光加热。

在一个实施例中，在步骤24期间，如果将修剪组件，则可以将组件的区域加热至低于A_C1温度的温度，或者如果将接合/紧固组件，则可以将组件的区域加热至高于A_C1温度的温度。在另一实施例中，对于修剪和接合/紧固两者，可以将组件的区域加热至高于A_C1温度的温度。可以将组件的区域加热至高于A_C1温度但是加热至低于A_C3温度的温度。A_C1温度可以被定义为在加热期间奥氏体开始形成的温度。A_C3温度可以被定义为向奥氏体的转变是完全的的温度。如果组件在步骤22中被淬火以形成马氏体并且未被回火，则微结构可以在A_C1温度开始从未回火马氏体变为奥氏体。根据步骤22中的特定热处理和淬火，组件的微结构也可以包括少量铁素体和/或珠光体。步骤24中的快速加热可以将组件的目标区域的温度升高到高于组件的A_C1温度。这种快速加热可以发生在很短的时间段内，例如，在少于10秒内。在一个实施例中，加热步骤可以需要少于20秒。在另一实施例中，加热步骤可以需要少于15秒或少于6秒。例如，加热步骤可以需要从1秒至30秒或其中的任何子范围，例如，1秒至20秒、1秒至15秒、5秒至20秒或者3秒至5秒。

如下面进一步详细描述的，A_C1温度和A_C3温度可以取决于各种因素，诸如进入的微结构(在加热之前)、化学组成和加热速率。因此，A_C1温度可以不是绝对数，而是可以取决于组件本身和施加的特定热处理。通常，对于AHSS或UHSS，A_C1温度通常可以高于700℃并低于800℃，A_C3温度通常可以高于800℃。然而，如上所述，这些范围不意图是限制性的，对于特定组件和热处理，化学组成、微结构和/或加热速率会导致位于这些范围之外的A_C1温度或A_C3温度。

在步骤26中，可以在组件的正好低于A_C1的温度或者高于A_C1温度并低于A_C3温度的温度停止或结束步骤24的快速热处理。A_C1温度与A_C3温度之间的温度可以被称为A_C1-A_C3窗口。温度窗口A_C1-A_C3的停止加热的部分可以取决于钢组件的化学组成和/或工艺中使用的加热速率。例如，可以在A_C1-A_C3窗口中的20％、30％或50％标记处停止加热。在一个实施例中，可以在A_C1-A_C3窗口的10％至60％或其中的任何子范围(诸如20％至50％、20％至40％、30％至50％或30％至40％)的温度停止加热。例如，如果A_C1-A_C3窗口具有100℃的大小，则20％至50％的范围可以为高于A_C1温度20℃至50℃。

如果通过感应加热来执行加热，则可以停止感应加热线圈中的电流。如果通过激光加热执行加热，则可以关闭激光。因此，可以突然停止步骤24中的热处理。一个实施例中，热处理24可以不具有等温保持时间段。例如，组件的温度在快速热处理期间可以不断增加，直至在步骤26中去除热源。在另一实施例中，在热处理24期间可以存在非常短(诸如2秒或更少或者1秒或更少)的等温保持。保持可以刚好发生在在步骤26中去除热处理之前。

在步骤28中，可以在去除热源后冷却组件(或者仅组件的加热区域)。在一个实施例中，当去除热源时，可以通过周围空气冷却组件，使得不需要附加的设备。这可以提供相对缓慢的冷却速率，使得在组件的被加热的区域中形成铁素体和珠光体的混合物。也可以使用其它冷却方法，诸如移动空气(例如，使用风扇)或液体(例如，水、油等)冷却。当快速加热至恰好低于A_C1温度的温度时，因为冷却速率可以对处理区域的最终硬度具有小的影响或没有影响，所以可以不限制冷却速率。当加热至A_C1温度和A_C3温度之间的温度时，冷却速率通常可以相对低，使得处理区域的最终硬度是低的。例如，冷却速率可以是至多5℃/s、10℃/s、15℃/s、20℃/s或空气冷却速率。在一个实施例中，组件的热处理区域在冷却之后可以具有250HV或更低(例如，225HV或更低或者200HV或更低)的硬度。

在步骤30中，可以将组件接合或固定到另一个组件，并且/或者可以修剪组件的部分。诸如SPR、FEW、FDS的紧固件或其它可以在与组件的主体/其余部分相比具有减小的硬度的热处理区域(例如，接合区域12)中***组件中。如这里使用的，组件的未被热处理并因此保持大部分/完全马氏体的部分可以被称为组件的主体。如果将要对组件进行修剪，则可以沿热处理的修剪区域(例如，条/带)来执行修剪操作。可以使用诸如切割或激光修剪的任何合适的方法来完成修剪。

参照图3，示出了快速临界间退火工艺的示例温度曲线。该温度曲线用于本领域技术人员已知的22MnB5钢-高强度硼钢组成。该温度曲线可以与工艺20的步骤24至步骤28对应。如所示，目标区域的加热可以是快速的，需要少于8秒。热处理使区域的温度升高至高于示意性的A_C1温度并低于示意性的A_C3温度(由标记虚线示出)。一旦达到目标温度，就停止加热，使组件空气冷却。如所示，这引起相对缓慢的冷却速率。组件具有480HV的初始硬度。在快速退火工艺之后，局部退火区域具有200HV的硬度。该显著减小的硬度使得局部退火区域适合于接合和/或修剪操作。

参照图4至图5，示出了公开的快速等温退火工艺40的示例以及针对工艺40的示例加热曲线。在步骤42中，可以对组件(例如，钢组件)进行热冲压。虽然示出并描述了热冲压，但是步骤42可以包括其它加热和淬火工艺。步骤42的结果可以是具有大部分或完全马氏体的微结构的钢组件。钢组件可以是AHSS或UHSS，诸如硼钢。然而，工艺40可以适用于任何钢组成。

在步骤44中，可以快速加热组件的特定目标区域。目标区域可以是将被接合/紧固、修剪或以其它方式机械加工的区域。例如，这些区域可以包括如上所述的接合区域12和/或修剪区域14。可以使用具有高加热速率(例如，100℃/s或更高)的任何适合的加热设备来执行快速加热。在一个实施例中，加热速率可以是至少100℃/s、150℃/s、200℃/s或300℃/s。可以使用的加热设备的非限制性示例可以包括感应加热或激光加热。

在步骤44期间，可以将组件的区域加热至高于组件的A_C3温度的温度。如上所述，A_C3温度可以被定义为向奥氏体的转变是完全的的温度。如果组件被淬火以在步骤42中形成马氏体并且未被回火，则微结构可以在A_C3温度完全从未回火马氏体变为奥氏体。根据步骤42中的特定热处理和淬火，组件的微结构也可以包括少量的铁素体和/或珠光体。步骤44中的快速加热可以将组件的目标区域的温度升高到高于组件的A_C3温度。这种快速加热可以发生在非常短的时间段内，例如，在少于10秒内。在一个实施例中，加热步骤可以需要从1秒至10秒或其中的任何子范围，例如，1秒至8秒或1秒至5秒。

如下面进一步详细描述的，A_C3温度可以取决于诸如进入的微结构(在加热之前)、化学组成和加热速率的各种因素。因此，A_C3温度可以不是绝对数，而是可以取决于组件本身和施加的特定热处理。通常，对于AHSS或UHSS，A_C3温度通常可以高于800℃。然而，如上所述，这些范围不意图是限制性的，对于特定组件和热处理，化学组成、微结构和/或加热速率会引起A_C3温度位于这些范围之外。

在步骤46中，可以将组件(或者仅组件的加热区域)冷却到低于A_C1温度。为了冷却组件，可以停止或结束步骤44的快速热处理。例如，如果通过感应加热执行加热，则可以停止感应加热线圈中的电流。如果通过激光加热执行加热，则可以关闭激光。因此，可以突然停止步骤44中的热处理。在一个实施例中，步骤44中的热处理可以不具有等温保持时间段。例如，在快速热处理期间组件的温度可以不断增加，直至达到高于A_C3温度的目标温度。在另一实施例中，在热处理44期间可以存在非常短(诸如2秒或更少或者1秒或更少)的等温保持。保持可以刚好发生在在步骤46中将组件的区域冷却到A_C1温度之前。

可以使用任何合适的方法来执行到A_C1温度的冷却。在一个实施例中，当去除热源时，可以通过周围空气冷却组件，使得不需要附加的设备。这可以提供相对缓慢的冷却速率，使得在冷却期间不形成像马氏体和贝氏体的硬质相。也可以使用其它冷却方法，诸如移动空气(例如，使用风扇)或液体(例如，水、油等)冷却。

在步骤48中，一旦组件的被热处理的区域已经冷却至低于A_C1温度，就在低于A_C1温度的温度执行等温保持。可以使用与步骤44中相同的热源(诸如感应加热或激光加热)来实现保持。然而，也可以能够使用与用于初始快速加热的热源不同的热源。通过将温度保持在低于A_C1温度的温度，向铁素体的转变可以开始并且在保持期间继续。通过保持在仍低于A_C1温度的偏高的温度，向铁素体的转变可以比在冷却进行到接近环境温度的情况下的向铁素体的转变更快地发生。因此，可以在最终产品中的目标区域中形成更多的铁素体。

在一个实施例中，等温保持可以包括将区域的温度保持在恒定或基本恒定的温度(例如，±5℃)。将区域保持在恒定温度的能力可以取决于使用的设备，诸如热源。在另一实施例中，等温保持可以包括将组件的区域保持在特定的温度窗口内。例如，窗口可以达5℃、10℃、15℃、20℃或30℃。等温保持的时间可以相对短，例如，少于60秒、少于30秒或少于20秒。在一个实施例中，保持可以是1秒至60秒或其中的任何子范围，诸如1秒至45秒、1秒至30秒、5秒至30秒、5秒至20秒、10秒至30秒、10秒至20秒或大约15秒(例如±5秒)。

等温保持的时间和/或温度可以取决于多个因素。这些因素可以包括上述的影响A_C1温度和A_C3温度的因素-初始微结构、化学组成和加热速率。另外，在步骤44中区域被初始加热到的温度以及步骤42中的热冲压过程的温度会影响等温保持的时间/温度。通常，等温温度可以低于但接近A_C1温度。在一个实施例中，等温保持温度可以在A_C1温度的70％-100％内，例如，在A_C1温度的80％-100％或90％-100％内。例如，如果A_C1温度为700℃，则等温温度如果在80％-100％内可以是560℃或更高，并且如果在90％-100％内可以是630℃或更高。在这些示例中，上限将低于700℃(A_C1温度)。对于恒定或基本恒定的等温保持，保持的温度可以在上述范围内。对于具有温度窗口的等温保持，整个窗口可以在上述范围内，或者窗口的中心点可以在上述范围内。

在步骤50中，在等温保持之后，可以冷却组件(或被热处理的区域)。在一个实施例中，当去除热源时，可以通过周围空气冷却组件，使得不需要附加的设备。这可以提供相对缓慢的冷却速率，使得在组件的被加热的区域中形成铁素体和珠光体的混合物。也可以使用其它冷却方法，诸如移动空气(例如，使用风扇)或液体(例如，水、油等)冷却。然而，冷却速率通常可以相对低，使得处理区域的最终硬度是低的。在一个实施例中，组件的热处理区域在冷却之后可以具有250HV或更低(例如，225HV或更低或者200HV或更低)的硬度。

在步骤52中，可以将组件接合或固定到另一个组件，并且/或者可以修剪组件的部分。诸如SPR、FEW、FDS的紧固件或其它可以在与组件的主体/其余部分相比具有减小的硬度的热处理区域(例如，接合区域12)中***组件中。如这里使用的，组件的未被热处理并因此保持大部分/完全马氏体的部分可以被称为组件的主体。如果将要对组件进行修剪，则可以沿热处理的修剪区域(例如，条/带)执行修剪操作。可以使用诸如切割或激光修剪的任何合适的方法来完成修剪。

参照图5，示出了快速等温退火工艺的示例温度曲线。该温度曲线用于本领域技术人员已知的22MnB5钢-高强度硼钢组成。该温度曲线可以与工艺40的步骤44至步骤50对应。如所示，目标区域的至高于A_C3温度的加热可以是快速的，需要少于15秒。热处理使区域的温度升高至由标记虚线示出的高于示意性的A_C3温度。一旦达到目标温度，就停止加热，使组件空气冷却至低于A_C1温度。一旦低于A_C1温度，就再次将热量施加到目标区域以实现目标温度的等温保持。在示出的示例中，目标温度为大约650℃，温度保持在恒定值。在指定的15秒的等温保持时间之后，从目标区域去除热量，允许对区域进行空气冷却。如所示，这引起相对慢的冷却速率。组件具有480HV的初始硬度。在快速等温工艺之后，局部退火区域具有190HV的硬度。该显著减小的硬度使得局部退火区域适合于接合和/或修剪操作。

因此，示出了两种局部和快速退火工艺。第一种类型是将局部区域加热至高于A_C1温度但低于A_C3温度的快速临界间退火工艺。一旦达到这些值之间的目标温度，就可以去除热量，可以(例如，通过空气)冷却区域(例如，使区域降低至室温)。第二种类型是最初将局部区域加热至高于A_C3温度的快速等温退火工艺。然后使区域冷却至低于A_C1温度，之后重新施加热量以保持在低于A_C1温度的目标温度的等温保持。在指定的保持时间之后，使区域冷却(例如，通过空气)，例如，降低至室温。

除了发现上述的两种快速局部退火工艺之外，还已发现的是，存在会影响给定组件的A_C1温度和/或A_C3温度的许多因素。通常，已经发现的是，基于组件(例如，钢)的化学组成的经验公式低估了温度。已经发现的是，组件的进入的微结构和热处理的加热速率也影响A_C1温度和A_C3温度。已经开发了解释所有这三个因素-化学组成、进入的微结构和加热速率的新的经验公式。这些经验公式可以用于计算上述的快速局部退火工艺的A_C1温度和A_C3温度。基于对硼钢(特别是22MnB5钢)的研究开发了经验公式。然而，该方法也可以应用于其它硼钢组成或者其它AHSS或UHSS组成。

在高温加热期间，进入的钢微结构和晶体结构变为单相奥氏体。奥氏体化机制包括三个主要步骤：成核、晶粒生长和均质化。成核从共析反应开始：铁素体+碳化物→奥氏体，并且主要取决于加热前的进入的微结构或母相。在成核开始之前，存在形成奥氏体核的孕育时间。在成核之后，通过碳化物、铁素体和奥氏体相之中的碳和合金元素的扩散来控制奥氏体的晶粒生长。就在母相被共析反应消耗之后，钢微结构是完全奥氏体，但是奥氏体晶粒内部的化学组成不是均匀的。奥氏体的均质化发生在铁素体和剩余的碳化物的完全溶解期间和之后，并且它受扩散控制。

在加热和冷却期间的奥氏体的形成和这种相变工艺的控制对于优化热冲压工艺以及开发用于在热冲压结构部分(例如，在接合/修剪区域)中创造局部柔软区域的工艺是重要的。分别与相变温度A_C1和A_C3对应的奥氏体化工艺的开始和完成受材料的化学组成的影响。对于靠***衡条件，对应于低于2℃/min的加热速率，相变温度A_C1和A_C3分别可以使用基于对低碳钢执行的理论和实验研究而开发的现有公式来计算：

A_C1＝723-10.7(％Mn)+16.9(％Cr)+29.1(％Si),[℃] (1)

A_C3＝910-203(％C)^1/2-30(％Mn)+31.5(％Mo)‐11(％Cr)+44.7(％Si),[℃] (2)

可以观察到的是，经验公式(1)、(2)考虑了合金元素的影响，但没有考虑任何其它因素，诸如进入的微结构的影响和/或加热速率对相变温度的影响。奥氏体在加热期间的形成和演变对于开发热冲压和快速退火工艺是重要的；因此，为了正确设计和优化快速退火工艺，研究了加热速率和进入的微结构对奥氏体化工艺的影响的详细理解。

为了分析加热速率和进入的微结构的影响，使用具有以下组成的22MnB5合金：

表1：

元素	C	Mn	P	S	Si	Ni	Cr	V	Ti	Al	B	Ca
													％	0.23	1.14	0.01	0.003	0.23	0.01	0.23	0.005	0.035	0.05	0.002	0.002

通常，对于热冲压工艺，22MnB5钢的进入的微结构可以包括等轴铁素体和珠光体的混合物。基于22MnB5钢的先前热处理，珠光体的形态可以是片状珠光体或球状珠光体。在热冲压工艺之后产生的具有定制性质的结构部分的情况下，进入的微结构可以是完全或部分马氏体的。为了在热冲压工艺之后加热具有定制性质的结构部分，加热速率通常受设备和处理能力限制。

在该研究中，进行了热膨胀测定法实验，以确定在不同加热速率下并具有不同的进入的微结构的22MnB5钢板的相变温度A_C1的开始和奥氏体化温度A_C3的完成。机械加工具有1.4mm×1.4mm×10mm的尺寸的热膨胀测定法样品以在研究中使用。在热膨胀测定法实验期间，以不同的加热速率将样品加热至1000℃，保持30秒，然后以50℃/s冷却速率淬火至室温。通过焊接到样品的表面的K型热电偶来测量样品温度。

该研究选择的加热速率为：10℃/s、100℃/s、200℃/s和300℃/s。在工业设备中在使用感应加热的热冲压工艺之后，10℃/s加热速率对热冲压工艺通常是典型的，而高于100℃/s的加热速率可以适用于生产具有定制性能的结构部分。对每个实验条件执行三次重复热膨胀测定法实验。在该研究中使用的膨胀计能够通过加热工艺通过以0.05μm/0.05℃的分辨率和高达2500℃/s的加热速率测量样品的尺寸变化(ΔL)来实时监测微结构变化。

当钢样品的温度从环境温度增大到A_C1温度时，尺寸变化ΔL的随温度的增大是线性的。变化的斜率(α)表示进入的微结构的热膨胀系数。在温度恰好低于A_C1温度时，奥氏体晶核开始形成和生长。当钢样品的温度增大到高于A_C1温度时，尺寸变化ΔL随与共析反应(铁素体+碳化物→奥氏体)对应的温度而减小。该尺寸变化是由于体心立方(bcc)到面心立方(fcc)的晶体晶格的变化而引起的。

在成核步骤之后，相变开始是快的，随着奥氏体的积累，奥氏体化工艺变慢。在接近A_C3温度的温度，铁素体100％转变为奥氏体，碳化物溶解，并且奥氏体发生均质化。当钢样品的温度上升到高于A_C3时，随温度的尺寸变化ΔL再次变成线性，斜率(β)表示奥氏体的热膨胀系数。对于22MnB5钢的该特定化学组成，由热膨胀测定法曲线计算热膨胀系数α和β，其值为：α＝15.101×10^-6/℃(用于铁素体和渗碳体的混合物)，β＝20.721×10^-6/℃(用于奥氏体相)。

研究了22MnB5钢板的两种进入的微结构。第一种是铁素体和球状碳化物。球状碳化物主要均匀地分布在铁素体晶粒的晶界和内部处。另一种进入的微结构是由通过在930℃下加热5分钟并进行模具冷却的典型的热冲压工艺而得到的未回火马氏体。使用表1中列出的22MnB5钢的化学组成和针对接***衡加热条件或加热速率低于2℃/min的经验公式(1)、(2)，计算相变温度A_C1和A_C3，其值为A_C1＝722℃和A_C3＝825℃。

图6A至图6D中示出了对于具有不同的进入的微结构的22MnB5钢板的不同加热速率的热膨胀测定法曲线的示例，一个微结构为铁素体+球状碳化物(F+P)，另一个为未回火马氏体(M)。计算分别来自3次重复的热膨胀测定法实验的相变温度A_C1和A_C3的测量值的平均数，结果用于对加热速率的影响以及进入的微结构对奥氏体化工艺的开始和完成的影响进行定量。影响通过ΔT进行定量，ΔT表示A_C1和A_C3温度的实验测量值与使用经验公式(1)、(2)计算的预测的A_C1和A_C3温度之间的差。图7中绘出了对于根据加热速率的ΔT以及对于不同的进入的微结构的结果。

第一观察结果是在使用经验公式(1)、(2)计算的A_C1和A_C3温度与热膨胀测定法实验的测量值之间存在显著差异。经验公式低估了奥氏体化工艺A_C1和A_C3转变温度的开始和完成，对A_C1的低估高于对A_C3的低估(例如，A_C1的ΔT大于A_C3的ΔT)。

对于作为用于热冲压的工业炉中产生的典型加热速率的10℃/s的加热速率，进入的微结构对相变温度的影响相对小，特别对于A_C3温度影响相对较小。图7的结果表明，当加热速率高于100℃/s时，进入的微结构对相变温度A_C1和A_C3的影响变得更显著。图6A至图6D中的热膨胀测定法曲线示出了在加热速率高于10℃/s的情况下，未回火马氏体的奥氏体化过程的开始和完成或相变温度A_C1和A_C3低于铁素体+球状碳化物的混合物的奥氏体化过程的开始和完成或相变温度A_C1和A_C3。不受任何特定理论的限制，相信的是，这种现象的解释是由于由铁素体+渗碳体和未回火马氏体形成的奥氏体的成核的差异。在未回火马氏体微结构的加热期间，发生过渡碳化物的形成。这些过渡碳化物(纳米尺寸；在铁素体基体中比在球状碳化物中具有更高的密度和更好的均匀分布)用作用于奥氏体形成的晶核。因此，与从铁素体和球状碳化物成核的奥氏体相比，来自未回火马氏体的奥氏体的成核发生得较快并且在较低温度开始。

当加热速率增大时，相变温度A_C1和A_C3也增大。较高的加热速率导致奥氏体形成的较高的起始温度。不受任何特定理论的限制，相信的是，这种现象的解释与奥氏体晶核的孕育时间有关。进入的微结构对奥氏体化温度A_C3的完成的影响比对A_C1温度的影响小。图6A至图6D示出了铁素体+渗碳体的斜率与未回火马氏体的斜率不同。这意味着加热速率对开始奥氏体形成A_C1的影响对铁素体+球状碳化物来说比对未回火马氏体来说更显著。

来自该研究的实验数据用于开发改进的经验公式，改进的经验公式用于预测作为化学组成、进入的微结构和加热速率的函数的相变温度A_C1和A_C3。通过线性拟合方法确定经验公式。下面列出了用于预测作为对于铁素体+球状碳化物进入的微结构的化学组成和加热速率的函数的相变温度A_C1和A_C3的改进的经验公式，其中，H_R(F+C)表示铁素体+球状碳化物的加热速率：

A_C1＝755-10.7(％Mn)+16.9(％Cr)+29.1(％Si)+0.105H_R(F+C)，[℃] (3)

A_C3＝923-203(％C)^1/2-30(％Mn)+31.5(％Mo)-11(％Cr)+44.7(％Si)+0.066H_R(F+C)，[℃] (4)

下面列出了用于预测作为对于包括未回火马氏体的进入的微结构的化学组成和加热速率的函数的相变温度A_C1和A_C3的改进的经验公式，其中，H_R(mart)表示未回火马氏体的加热速率：

A_C1＝755-10.7(％Mn)+16.9(％Cr)+29.1(％Si)+0.035H_R(mart)，[℃] (5)

A_C3＝923-203(％C)^1/2-30(％Mn)+31.5(％Mo)-11(％Cr)+44.7(％Si)+0.034H_{R(m art)}，[℃] (6)

使用热膨胀测定法实验来验证图7中表示的奥氏体形成温度A_C1的开始的数据。为此，通过加热至恰好低于和恰好高于通过改进的经验公式(5)预测的相变温度A_C1来进行两组热膨胀测定法实验。钢样品的进入的微结构为未回火马氏体，加热速率为100℃/s。基于表1中列出的22MnB5钢的化学组成并使用用于以100℃/s加热的未回火马氏体的改进的经验公式(5)，相变温度A_C1计算为756℃。第一组实验包括将样品加热至750℃，保持60秒，然后以50℃/s的速率淬火至室温。第二组实验包括将样品加热至760℃，保持60秒，然后以50℃/s淬火至室温。

图8A和图8B中示出了为了验证奥氏体形成温度A_C1的开始而执行的热膨胀测定法实验的示例。从左边的图8A中可以看出的是，当加热至750℃时，监测钢样品中的微结构变化的热膨胀测定法曲线在加热或冷却期间未显示任何相变的发生。这证实了钢样品在以100℃/s加热至750℃并保持60秒期间未达到相变温度A_C1。

当以100℃/s加热至760℃并保持60秒时，如右边的图8B中所示，热膨胀测定法曲线显示在加热期间以及在以50℃/s淬火期间发生了相变。在加热并在760℃下保持期间开始形成了少量的新奥氏体，这意味着钢样品已经达到相变温度A_C1。另外，在以50℃/s的速率进行淬火期间，相变分别发生在700℃和200℃附近。这些实验的结果与本研究的数据以及与用于预测相变温度A_C1和A_C3的改进的经验公式(5)、(6)良好地吻合。

因此，对A_C1和A_C3温度及它们对进入的微结构、加热速率和组成的依赖的研究显示了许多观察结果。现有的经验公式低估了奥氏体化工艺的开始和完成(例如，A_C1和A_C3相变温度)。对于典型的热冲压工艺中使用的加热速率，进入的微结构对A_C1和A_C3温度的影响不那么严重。然而，对于高于100℃/s的加热速率，影响变得更显著。未回火马氏体呈现比铁素体+球状渗碳体微结构的转变温度低的转变温度。增大加热速率引起相变温度A_C1和A_C3的增大。加热速率对相变的开始(A_C1)的影响比对相变的完成(A_C3)的影响更显著。

加热速率对铁素体+球状渗碳体的奥氏体形成温度的开始(A_C1)和奥氏体形成温度的完成(A_C3)的影响比对未回火马氏体的奥氏体形成温度的开始(A_C1)和奥氏体形成温度的完成(A_C3)的影响更显著。使用线性拟合方法并考虑进入的微结构、加热速率和化学组成开发了相变温度A_C1和A_C3的改进的经验公式。如上所述，这些经验公式以及在研究期间做出的其它观察可以与上面公开的快速局部退火工艺结合使用。例如，改进后的经验公式可以用于确定给定组件的A_C1和A_C3温度。对于快速临界间退火工艺，这可以允许建立A_C1和A_C3之间的温度。对于快速等温退火工艺，这可以允许建立高于A_C3的初始温度，然后建立低于A_C1的等温保持温度。

虽然上面描述了示例性实施例，但是这些实施例不意图描述发明的所有可能的形式。更确切地，说明书中使用的词语是描述性的而不是限制性的词语，应该理解的是，在不脱离发明的精神和范围的情况下，可以做出各种改变。另外，各种实现实施例的特征可以被组合以形成本发明的进一步的实施例。

Claims (8)

1.一种方法，所述方法包括：

对具有至少450HV的硬度的钢组件的一个或更多个局部区域进行热处理，其中，所述热处理的步骤包括：仅将所述局部区域加热至高于钢组件的A_C3温度的第一目标温度；将所述局部区域冷却至低于钢组件的A_C1温度；将所述局部区域等温保持在低于A_C1温度的第二目标温度附近的窗口内；

在等温保持之后冷却所述局部区域，使得所述局部区域软化到至多250HV的硬度。

2.根据权利要求1所述的方法，其中，仅将所述局部区域加热至第一目标温度的步骤包括：连续增大所述局部区域的温度直至所述局部区域达到第一目标温度；一旦所述局部区域达到第一目标温度，就停止加热并开始冷却至低于A_C1温度的步骤。

3.根据权利要求1所述的方法，其中，第二目标温度在A_C1温度的20％内。

4.根据权利要求1所述的方法，其中，等温保持持续达20秒。

5.根据权利要求1所述的方法，其中，等温保持包括将所述局部区域的温度基本恒定地保持在第二目标温度。

6.根据权利要求1所述的方法，其中，所述窗口达10℃。

7.根据权利要求1所述的方法，其中，钢组件是包括未回火马氏体的硼钢组件，并且根据以下公式确定A_C1温度和A_C3温度：

A_C1＝755-10.7(％Mn)+16.9(％Cr)+29.1(％Si)+0.035H_R(mart)；

A_C3＝923-203(％C)^1/2-30(％Mn)+31.5(％Mo)-11(％Cr)+44.7(％Si)+0.034H_R(mart)，

其中，H_R(mart)表示未回火马氏体的加热速率。

8.根据权利要求1所述的方法，所述方法还包括：将机械紧固件***到所述局部区域中，以将所述钢组件接合到另一组件；或者

在所述局部区域中对钢组件进行修剪。

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