CN111394654B - 一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于钢材制备技术领域，涉及一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法。所述添加La微合金的热压成形钢板按质量百分比计，由如下化学成分组成：C：0.23~0.35%，Mn：1.2~2.0%，Si：小于1.0%，Al：0.05~0.5%，Cr<0.3%，Mo<0.5%，Nb<0.1%，V<0.15%，Ti<0.1%，B≥0.0005%，P 0.01~0.05%，O＜0.004%，S＜0.005%，H：0~0.0005%，Ca<0.01%，La微合金赋存量：0.0025%~0.01%，其中余量为Fe及不可避免夹杂物。所述热压成形钢以微合金形式添加La元素，La微合金具有推迟铁素体相变的效果，可以降低冲压温度，提高奥氏体稳定性，不会损害材料焊接性能，且成本较低。本发明的热压成形工艺，实现1.2mm及以下规格热压成形钢在现有设备上冲压出合格零件，同时解决全尺寸规格产品，在北方冬季环境温度较低条件下应用合格率偏低问题。

Description

一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法

技术领域

本发明属于钢材制备技术领域，尤其涉及一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法。

背景技术

随着社会对节能减排的持续关注，汽车轻量化设计是实现汽车工业节能减排的核心技术之一，采用更高强度的材料，替代低强度材料，在保障安全前提下，通过材料减薄，实现零件减重，成为目前汽车用钢铁材料研究的热门课题。热压成形技术，是将热压成形钢通过加热后成形，并在模具内淬火，具有强度高，零件尺寸精度高的特点，可制备任意复杂形状零件，得到广泛应用。部分欧洲车型热压成形用量已经占到白车身重量的40%以上。

通常情况，热压成形钢采用1.4-2.0mm规格产品进行热冲压制备零件，但随着热成形技术的成熟，以及汽车轻量化压力的加大。近些年，热压成形零件使用范围扩展至其他结构件，其厚度规格需要更薄，0.7~1.2mm也开始陆续使用。然而，薄规格热压成形零件生产时，合格率显著降低，一方面厚度减薄后，温降过大，冲压前因发生相变，导致失效几率显著增加；另一方面，在北方冬季使用，由于环境温度偏低，温降过大，很多零件冲压前发生相变导致零件失效问题更加突出，这些方面成为困扰热压成形钢应用的棘手问题。

解决这一问题的核心技术是推迟铁素体相变，但同时不能降低材料淬透性。这样既可以保障更宽的冲压工艺窗口，同时实现淬火后获得100%马氏体。文献表明Mo和B具有这种效果，但是高碳中添加Mo合金过高，将严重损害材料焊接性，并且成本较高。而热压成形钢中本身已经添加B微合金，继续增加B含量会引起脆性增加等其他一系列问题。

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明的目的在于提供一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法。本发明提供的热压成形钢以微合金形式添加La元素，La微合金具有推迟铁素体相变的效果，可以降低冲压温度，提高奥氏体稳定性，具有改善焊接的效果，不会损害材料焊接性能，且成本较低。为了适应不同温降条件下，本发明还提供了热压成形工艺。本发明对1500MPa级热压成形钢进行重新设计，实现提高奥氏体稳定性，但不损害材料淬透性的目的。实现1.2mm及以下规格热压成形钢在现有设备上冲压出合格零件，同时解决全尺寸规格产品，在北方冬季环境温度较低条件下应用合格率偏低问题。

为了实现上述目的，本发明提供以下技术方案。

一种添加La微合金的热压成形钢板，按质量百分比计，由如下化学成分组成：C：0.23~0.35%，Mn：1.2~2.0%，Si：小于1.0%，Al： 0.05~0.5%，Cr<0.3%，Mo<0.5%，Nb<0.1%，V<0.15%，Ti<0.1%，B≥0.0005%，P 0.01~0.05%，O ＜0.004%，S ＜0.005%，H ：0~0.0005%，Ca<0.01%，La微合金赋存量：0.0025%~0.01%，其中余量为Fe及不可避免夹杂物。

进一步地，所述添加La微合金的热压成形钢板，按质量百分比计，由如下化学成分组成：C：0.24~0.28%，Mn：1.2~1.5%，Si：0.2~0.3%，Al：0.06~0.08%，Cr：0~0.2%，Mo：0~0.2%，Nb：0~0.03%，V：0~0.06%，Ti：0.02~0.03%，B：0.0008~0.0025%，P：0.015~0.025%，O： 0~0.003%，S： 0~0.002%，H：0 ~0.0003%，Ca：0.001~0.005%，La微合金赋存量：0.004~0.008%，其中余量为Fe及不可避免夹杂物。

一种添加La微合金的热压成形钢的热冲压工艺，所述热冲压工艺包括以下步骤。

步骤1、加热温度930～950°C，炉内需要惰性气体保护避免表面氧化，保温时间3~5分钟即可实现奥氏体化，满足热压成形工艺要求。

步骤2、料片转移后，依据厚度不同，零件冷速不同确定合模温度；1.0~1.2mm，冲压合模温度大于650°C，1.2~2.5mm，冲压合模温度大于680°C；厚度大于2.5mm，冲压合模温度大于720°C。

步骤3、合模后正常保压冷却、开模。

添加La微合金的热压成形钢化学成分各元素的作用。

碳元素。必要合金元素。C是保障淬透性和强度的基本元素，0.23~0.35%保障合理强度范围，但碳含量过高导致脆性增加，韧性降低，碳含量超过0.28%韧性降低异常显著。碳含量过低，强度降低。

镧元素。必要微合金元素。充分发挥La元素微合金作用，其在界面偏聚，对组织有显著影响，具有推迟铁素体相变的效果。但是，本设计需严格控制La在钢中赋存状态，钢中赋存形式不同，作用差异也非常大，La极易氧化，本案需避免La与O和S反应。因此，必须保障在高洁净度情况下添加La，保障La以固溶形式存在，对相变起作用。但是钢中添加La微合金过高会导致晶界弱化，脆性增加，La微合金过少，无法满足界面偏聚阻碍铁素体的作用，研究发现热压成形钢中La含量需要大于0.0025%才能起到微合金化作用，为了实现稳定控制铁素体形核，需要La微合金赋存量略有增加。但是La微合金过高，导致材料脆性增加。

锰元素。Mn添加需要在适当范围，一方面Mn是保障淬透性的元素，提高材料强度，另一方面，Mn与钢中无法避免的S相互作用，抑制FeS产品。

硅元素。Si是推迟珠光体转变的有效元素。本案中，Si含量并非核心技术，为冶炼不可避免的元素，适当增加Si，对稳定奥氏体有利。

铝元素。Al是钢中脱氧剂，本案中添加Al略高于正常22MnB5，由于La微合金极其易氧化，必须保障钢中足够洁净才能添加其中，因此，需要进行深脱氧，需要钢中残余Al含量高于正常生产水平。此外，钢中采用B微合金化处理，为了抑制BN形成，采用Al固定钢中N，形成无害的AlN，提高性能。

钛元素。Ti是碳氮化物形成元素，本案中主要起到固定钢中N的作用，以保障B以固溶形式存在，发挥B提高淬透性的作用。

硼元素。B是碳氮化物形成元素，但本案中需要B以固溶形式存在，固溶B是提高淬透性最有效，最经济的元素。

磷元素。P在钢中通常作为有害元素，P偏聚在晶界会提高材料脆性显著增加。但本案中由于添加B微合金可以有效避免P在界面的偏聚，因此，P以固溶形式存在，具有抑制碳化物形成的作用，并且具有固溶强化效果。

铬元素。Cr是提高材料淬透性有效的元素之一，针对薄规格产品无需添加，但是适当添加可以推迟贝氏体相变。

钼元素。Mo是推迟铁素体转变有效元素之一，但价格昂贵，并且需要添加的量较多。铌元素。Nb是碳化物形成元素，具有细化组织的效果。

钒元素。V是碳化物形成元素，具有显著的析出强化效果。

氢元素。H在马氏体组织中是一种有害元素，必须严格控制，本案设计要求H 0~0.0005%范围，H＞0.0005%以后，对于本案设计热压成形钢具有破坏韧性的作用。

氧元素。O通常为钢中残余元素，对钢材性能不利，本案设计添加La极易与氧结合，因此，需要控制钢中O在稳定的较低水平。

硫元素。S通常为钢中残余元素，对钢材性能不利，本案设计添加La极易与硫结合，因此，需要控制钢中S在较低水平。

钙元素。本案设计为了获得稳定的La微合金赋存形式，可以通过控制钢中Ca的方法，保障钢液洁净度，保障生产顺行。并且，Ca可作为夹杂物变质剂，控制钢中夹杂物，有利于控制钢中La以固溶形式存在，起到相变控制的作用。但Ca含量过高，反而污染钢液。

与现有技术相比，本发明的有益效果如下。

本发明提供的热压成形钢板满足了综合考虑零件尺寸效应和环境因素，所发明的热压成形钢板可满足不同工况情况使用需求的方法。采用La微合金化处理，利用La微合金偏聚奥氏体晶界的特点，可以有效阻碍铁素体相变形核过程，保障在较低温度下不发生铁素体相变，进而起到稳定奥氏体组织的作用。显著提高薄规格热压成形零件生产合格率，满足在北方冬季生产需求。

本发明提供的热压成形钢板采用La微合金化作用，与传统变质夹杂物作用有本质区别，本发明需要保障La以微合金形式存在，因此，需要严格控制钢中Al、O、S的含量，避免La以化合物形式存在。Mo合金也有相似效果，但是La微合金效果更明显，添加量更少，La微合金价格便宜，总体经济性和实用性更优异。

本发明提供的热压成形钢板的制备方法生产过程无需特殊控制，可以显著提高薄规格热压成形钢制备零件的合格率，减少因合模温度降低，导致冲压失效零件的比例。还可提高热压成形零件组织均匀性，同时，可纠正模具设计时冷却不均的缺陷等问题。

本发明提供的的热压成形钢板，在国内东北、华北等地区冬季进行批量使用，满足不同工况使用需求。在寒冷环境，室外气温-13~-25°C，冲压车间温度5~10°C，料片厚度0.7mm、1.0mm，1.2mm均满足批量稳定生产需求。其中，1.0mm厚度规格产品，冲压合格率为100%，与传统22MnB5料片同期合格率为91.2%相比，本发明提供的制备工艺将产品合格率提高了8.8%。

附图说明

图1是热压成形工艺过程尺寸规格对冷却速率的影响。

图2是在1℃/s冷却速率条件下热压成形钢连续冷却膨胀曲线对比。

图3是在5℃/s冷却速率条件下热压成形钢连续冷却膨胀曲线对比。

图4是在10℃/s冷却速率条件下热压成形钢连续冷却膨胀曲线对比。

图5是常规22MnB5钢与本案铁素体转变温度对比。

图6是厚度1.0mm热冲压零件金相组织对比。

图7是本发明厚度1.0mm热冲压零件组织中La分布界面。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明作进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用于解释本发明，并不用于限定本发明。

实施例。

一、本发明热压成形钢板化学成分及用量成分筛选实验。

热压成形分为：加热（惰性气体保护）——转移——合模冷却——开模过程。热压成形钢制备零件过程，需要先将料片加热到奥氏体状态，连退板需要加热过程惰性气体保护，通过转移装置，将料片送入模具，并定位后，转移装置撤出，模具合模冲压，然后完成冷却。其中，料片由炉内传递到冷床，转移装置抓取料片，送至定位位置，转移装置撤出，到合模冲压过程，全流程料片处于空冷状态，需保障合模前为奥氏体状态，不能发生铁素体转变，否则零件失效。该过程温降与料片厚度、环境温度、静置时间有密切关系，由于合模温度降低，导致薄规格热压成形零件生产时，合格率显著降低。一方面，厚度减薄后，温降过大，冲压前因发生相变，导致失效几率显著增加，图1所示为转移-冲压淬火-开模过程，零件温度变化情况，薄规格转移过程冷却速率更快，更容易失效。另一方面，环境温度越低，冷速也越快，越容易发生失效，在北方冬季使用，由于环境温度偏低，温降过大，很多零件冲压前发生相变导致零件失效问题更加突出。这成为困扰热压成形钢应用的棘手问题。热压成形零件需要得到全马氏体组织。一方面，需要足够的加热温度，保障实现全奥氏体化条件。另一方面，具有足够的淬透性，保障冲压后获得马氏体组织。而技术核心在转移过程的温降不能发生铁素体相变，若发生铁素体相变，则无法获得全马氏体组织，零件失效。因此，合模温度是热压成形工艺控制的关键之一。传统22MnB5钢加热温度为930°C，合模温度大于780°C，但是薄规格实际生产过程很难保障该温度。

与传统热冲压成形钢22MnB5相比，本发明对成分进行调整。添加La作为微合金使用，适当提高钢中P含量，提高Al含量。

表1 热成形钢成分（质量分数，%）。

经过成分调整，对比成分如表1所示，奥氏体稳定性显著增加，显著推迟铁素体相变，不同冷却条件下，发明例膨胀曲线均在较低温度才发生偏移，即相变温度降低。如图2-4所示，1℃/s冷却条件下，比较例1即22MnB5，与比较例2，比较例3和比较例4的铁素体相变温度为745~750℃，而发明例1和发明例2铁素体相变温度为725~730℃。5~20℃/s冷却条件下，呈现规律一致，并且随着冷却速度增加，这种差距也随着增加。

冷却速率10℃/s更接近薄规格热冲压钢实际工况，测试数据表明，比较例1，比较例2，比较例3和比较例4，相变开始温度分别为：728℃，696℃，691℃，和644℃。而发明例1和发明例2相变开始温度为：619℃和611℃。

经过测试，汇总铁素体转变温度曲线，如图5所示。比较例1，比较例2，比较例3和比较例4不同冷却速率下，相变开始温度均显著高于实施例1和实施例2。针对薄规格产品，以及环境较低情况下，冷却速率大于10℃/s这种差异更加显著。采用本发明的热冲压钢，可以在更低温度进行冲压，有更宽泛的冲压工艺窗口。

本发明设计的热压成形钢板，铁素体转变温度显著推迟，冲压窗口拓展，满足更低合模温度要求，可满足不同工况，不同环境温度使用。

本发明所述产品为冷轧退火产品，即表面无氧化铁皮，无涂层。

原料生产工艺：炼钢→热轧→酸洗→冷轧→罩退/连退→成品检验→出厂。

热压成形工艺：材料落料→加热（惰性气体保护）→热冲压→模具内淬火→喷丸处理→成品。

二、一种添加La微合金的热压成形钢板的制备方法。

按照如下制备方法进行本发明添加La微合金的热压成形钢板的制备。

(一)炼钢。

1、铁水预处理：经过预处理，铁水入炉成分保障S≤0.003%。

2、转炉炼钢：常规生产工艺，无需特殊控制。

3、LF精炼处理：主要目的为了控制钢中S含量和O含量，为添加微合金La做准备。采用活性石灰、萤石造流动性好的还原渣，充分脱硫；采用微正压工艺，控制增N；在脱S过程中进行铝及其他成分的合金化，充分脱氧处理，保障钢中Al赋存量。要求脱S结束后进行钛合金化，最后用硼线或硼铁进行硼合金化，硼线或硼铁加入后软吹氩≥10min，严格避免钢液裸露。合金化顺序为Si-Mn-Cr-Ti-B。

4、连铸工序：全程进行保护浇注，避免钢中吸入空气，导致O和N增加。浇注过程做到无钢液裸露；采用高碱度中包渣，以便钢中夹杂物的去除；采用结晶器喂线方法添加富含La包芯线，添加量为0.015%，实际残存量为0.004~0.01%。配合结晶器电磁搅拌技术，中包过热度按15~30℃控制；结晶器气体样做N和H含量分析。

(二)热轧。

1、板坯加热：加热温度1200～1300℃，加热炉还原性气氛，减少氧化铁皮。

2、轧制与卷取：采用控制轧制工艺，保证轧制稳定性；终轧温度：850～910℃；卷取温度：650~720℃。

(三)酸洗工艺。

采用酸洗的方法去除表面锈层，酸洗温度为70～85℃，酸洗速度≥120m/min。

(四)酸轧工艺。

按照正常酸轧生产工艺，轧制规定厚度。

(五)连退工艺。

按照正常生产工艺，加热温度750~800°C进行光亮退火，加热炉采用氢气还原，保障表面无氧化铁皮残留，经平整后，性能检验出厂。

(六)热压成形工艺。

在长春地区，冬季，室外气温-13~-25°C，冲压车间温度5~10°C，料片厚度0.7mm、1.0mm，1.2mm。成分组成见表2。

落料后，加热温度920～950°C（惰性气体保护），保温时间3～6min，合模温度680~750°C（大于650°C），热冲压。零件需进行必要的喷丸处理。测试3个规格，15批次料片，性能合格率100%。传统料片生产1.0mm，统计同期合格率为91.2%。

表2 热成形钢成分（质量分数，%）。

采用本发明成分设计制备的热压成形钢板，在国内东北、华北等地区冬季进行批量使用，1.0mm厚度以上产品按照正常工艺生产，无不良品。在长春地区，冬季，室外气温-13~-25°C，冲压车间温度5~10°C，料片厚度1.0mm，常规22MnB5热压成形钢生产合格率为91.2%。采用本发明设计材料，冲压合格率100%。

实际对比冲压1.0mm厚度热压成形钢结构件，取冲压零件侧立面冷却不充分部位，进行金相组织分析，如图6所示，采用发明设计获得全马氏体组织，而常规22MnB5存在较多的铁素体组织。取样对本发明零件组织进行扫描电镜及能谱进行分析，如图7所示。钢中La微合金分布在奥氏体界面，因La微合金分布与界面位置，占据了铁素体形核位置，抑制铁素体相比，达到本发明设计目的。

Claims (2)

1.一种添加La微合金的热压成形钢板，其特征在于，按质量百分比计，由如下化学成分组成：C：0.23~0.35%，Mn：1.2~2.0%，Si：小于1.0%，Al：0.05~0.5%，Cr<0.3%，Mo<0.5%，Nb<0.1%，V<0.15%，Ti<0.1%，B≥0.0005%，P：0.01~0.05%，O＜0.004%，S ＜0.005%，H：0~0.0005%，Ca<0.01%，La微合金赋存量：0.0025%~0.01%，其中余量为Fe及不可避免夹杂物；

所述的一种添加La微合金的热压成形钢板 的热冲压工艺包括以下步骤：

步骤1、加热温度930～950℃ ，炉内需要惰性气体保护避免表面氧化，保温时间3~5分钟即可实现奥氏体化，满足热压成形工艺要求；

步骤2、料片转移后，依据厚度不同，零件冷速不同确定合模温度；1.0~1.2mm，冲压合模温度大于650℃ ，1.2~2.5mm，冲压合模温度大于680℃ ；厚度大于2.5mm，冲压合模温度大于720℃ ；

步骤3、合模后正常保压冷却、开模。

2.如权利要求1所述的添加La微合金的热压成形钢板，其特征在于，按质量百分比计，由如下化学成分组成：C：0.24~0.28%，Mn：1.2~1.5%，Si：0.2~0.3%，Al：0.06~0.08%，Cr：0~0.2%，Mo：0~0.2%，Nb：0~0.03%，V：0~0.06%，Ti：0.02~0.03%，B：0.0008~0.0025%，P：0.015~0.025%，O：0~0.003%，S： 0~0.002%，H：0 ~0.0003%，Ca：0.001~0.005%，La微合金赋存量：0.004~0.008%，其中余量为Fe及不可避免夹杂物。

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