CN113891952A - 用于生产热冲压零件的钢带材、片材或坯料，零件以及将坯料热冲压成零件的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于生产热冲压零件的钢带材、片材或坯料，按重量％计其具有以下组成:C:<0.20，Mn:0.65‑3.0，5W:0.10‑0.60,并且任选地包含选自以下的元素中的一种或多种：Si:<0.10，Mo:≤0.10，Al:≤0.10，10Cr:≤0.10，Cu:≤0.10，N:≤0.010，P:≤0.030，S:≤0.025，O:≤0.01，Ti:≤0.02，V:≤0.15，Nb:≤0.01，B:≤0.0005，20余量是铁和不可避免的杂质。

Description

用于生产热冲压零件的钢带材、片材或坯料，零件以及将坯料 热冲压成零件的方法
本发明涉及：用于生产热冲压零件的钢带材、片材或坯料；零件；以及用于生产热冲压零件的方法。对于以下钢合金存在不断增加的需求：所述钢合金允许汽车零件的重量减少以便减少燃料消耗，且它们同时对乘客提供改进的安全性。
为了满足汽车工业在改进的力学性能方面的要求，诸如改进的拉伸强度、碰撞能量吸收、可加工性、延展性和韧性，已经开发了冷冲压和热冲压工艺来制造满足这些要求的钢部件。
在冷冲压工艺中，在接近室温下使钢成形为产品。以这种方式生产的钢产品是例如具有铁素体-马氏体显微组织的双相(DP)钢。尽管这些DP钢显示出高的极限拉伸强度，但是它们的弯曲性和屈服强度低，这是不期望的，因为这些降低了服役中的碰撞性能。
在热冲压工艺中，钢被加热超过它们的再结晶温度，并且淬冷以获得期望的材料性质，通常通过马氏体转变。GB1490535中已经描述了适用于其的热冲压技术和钢组合物的基础。
典型用于热冲压的钢是22MnB5钢。这种硼钢可以在炉中被再加热以便通常在870℃和940℃之间奥氏体化，从炉转移到热冲压压机，并冲压成期望的零件几何形状，且零件同时被冷却。以这种方式生产的此类硼钢零件的优点在于：由于它们的通过加压淬冷实现的完全马氏体显微组织，它们显示出高的极限拉伸强度，但是同时它们显示出低的弯曲性和延展性，这进而导致受限的韧性和弯曲断裂抗性，从而导致差的冲击能量吸收耐撞性。
断裂韧性测量是指示钢的碰撞能量吸收的有用工具。当断裂韧性参数高时，通常获得良好的碰撞行为。
鉴于以上，将清楚的是对于以下钢零件存在需要：所述钢零件表现出优异的极限拉伸强度，并且同时具有优异的延展性、屈服强度和弯曲性，并且进而具有优异的碰撞能量吸收。
因此，本发明的目的是提供一种钢带材、片材或坯料，其可被热冲压成具有优异的极限拉伸强度、屈服强度、弯曲性和延展性的组合的零件，从而在与常规的冷冲压和热冲压钢相比时提供优异的碰撞能量吸收。
本发明的另一主题是提供一种由这样的钢带材、片材或坯料生产的热冲压零件，以及这样的热冲压零件作为车辆(vehicle)的结构零件的用途。
本发明的又一目的是提供一种用于将钢坯料热冲压成零件的方法。
现在已经发现，当使用除了锰之外还含有相对较高的钨量的低合金钢时，能够实现这些目标。因此，本发明涉及一种用于生产热冲压零件的钢带材、片材或坯料，按重量％计其具有以下组成:
C:<0.20,
Mn:0.65-3.0,
W:0.10-0.60,
并且任选地包含选自以下的元素中的一种或多种：
Si:<0.10,
Mo:≤0.10,
Al:≤0.10,
Cr:≤0.10,
Cu:≤0.10,
N:≤0.010,
P:≤0.030,
S:≤0.025,
O:≤0.01,
Ti:≤0.02,
V:≤0.15,
Nb:≤0.01,
B:≤0.0005,
余量是铁和不可避免的杂质。
当与常规的热冲压硼钢比较时，由根据本发明的钢带材、片材或坯料生产的热冲压零件显示出拉伸强度、延展性和弯曲性的改进组合，从而表现出冲击能量吸收耐撞性。
考虑由这些钢制成的汽车部件是前纵向杆、后纵向杆和B柱。对于前纵梁，目前使用冷冲压的双相钢(例如，DP800)，并且对于B柱，使用热冲压的22MnB5钢。DP800钢表现出较低的能量吸收，并且使用较高强度钢(极限拉伸强度＞800MPa)将通过减小尺寸(downgauging)实现更多的重量节省以及通过更高的碰撞能量吸收实现增强的乘客安全性。另一方面，对于B柱，一种当前使用的解决方案是使用两种类型的钢，用于上部的超高强度(～1500MPa)22MnB5以及用于下部的较低强度(～500MPa)钢。在热冲压之前通过激光焊接将两个钢坯料接合，然后将混合坯料冲压成B柱。通过使用这种方案，在碰撞期间，上部抵抗侵入而下部由于其较高的弯曲性和延展性组合从而吸收能量。本发明提供了更好的性能和减重可能性：本发明的较高强度钢可以代替具有较高的能量吸收能力的下部的较低强度钢。
优选地，用于生产上文所述的热冲压零件的钢带材、片材或坯料按重量％计具有以下组成:
C：0.05-0.18，优选0.07-0.16，和/或
Mn：1.00-2.50，优选1.20-2.20，和/或
W：0.10-0.50，优选0.13-0.30，和/或
Si：≤0.009，优选≤0.005，和/或
Al：≤0.05，优选≤0.04
N：0.001-0.008，优选0.002-0.005。
向钢中添加碳以确保良好的力学性能。以小于0.20重量％的量添加C以便实现高强度并且增加钢的淬透性(hardenability)。当添加过多的碳时，存在钢片材的韧性和可焊性将劣化的可能性。因此，根据本发明使用的C量为＜0.20重量％，优选在0.05-0.18重量％的范围内，更优选在0.07-0.16重量％的范围内。对于一些应用，如果C量为0.07-0.15重量％，则是有利的。对于较高延展性参数(诸如弯曲性和/或伸长率)，这可能是有利的。
使用锰的原因是其促进淬透性并且提供固溶强化。Mn含量为至少0.65重量％以提供足够的替位固溶强化和足够的淬冷淬透性，同时使铸造期间的Mn偏析最小化，并且同时维持充分低的碳当量用于汽车电阻点焊技术。此外，Mn是可用于降低Ac3温度的元素。较高的Mn含量有利于降低热冲压所需的温度。当Mn含量超过3.0重量％时，钢片材可能遭受差的可焊性和差的热轧和冷轧特性，这些特性影响钢的可加工性。根据本发明使用的Mn量在0.65-3.0重量％的范围内，优选在1.00-2.50重量％的范围内，更优选在1.20-2.20重量％的范围内。较低的Mn含量应当与较高的W和C组合一起使用，反之亦然，以确保钢具有足够的淬透性。
钨在延迟钢中的高温扩散控制转变方面非常有效。它通过延长铁素体和珠光体转变的孕育时间来推迟铁素体和珠光体的形成。换句话说，W增加钢的淬透性。重要的是，为了这种淬透性改善的效果，W处在铁的固溶体中。这通过以下方式来确保：使钢奥氏体化，充分地高于Ac3温度并持续合适的持续时间。在这方面，观察到在显微组织中存在铁素体和/或珠光体对于根据本发明的目标显微组织的力学性能是有害的。本发明中所用的W量大于0.10重量％且至多0.60重量％，优选在0.10-0.50重量％的范围内，更优选在0.13-0.50重量％的范围内，更加优选在0.13-0.30重量％的范围内。W的量不应过高，因为相比于所得优点它将过多地增加合金化成本，并且它不应过低，因为它将不能有效地提供上文所述的冶金效果。
Si、Mo、Al、Cr、Cu、N、P、S、O、Ti、Nb、B和V(如果存在)的量都应当低。
不添加硅并且不需要硅在本发明中施加所需的冶金效果。本发明中所用的Si量小于0.10重量％，优选小于0.009重量％，且优选至多0.005重量％。
铬可以改善钢的淬透性，并且有利于避免在加压淬冷期间的铁素体和/或珠光体的形成。本发明中使用的Cr量为至多0.10重量％，优选至多0.05重量％，且更优选至多0.009重量％，后者是因为更大量的Cr可导致形成可能劣化力学性能的含Cr碳化物。
添加钼以改善钢的淬透性并促进贝氏体的形成。根据本发明使用的Mo量为至多0.10重量％，优选至多0.05重量％，且更优选至多0.009重量％，较低的量是优选的，因为较高量的Mo将显著增加合金化成本。
添加铝以使钢脱氧。Al量为至多0.10重量％，优选至多0.05重量％，更优选至多0.04重量％。如果添加更多的铝，则一些铁素体可在加压淬冷期间形成，从而导致力学性能的劣化。
添加铜以改善淬透性并增加钢的强度。如果存在，根据本发明以至多0.10重量％的量使用Cu，优选至多0.05重量％，更优选至多0.04重量％，甚至更优选至多0.009重量％，后者是因为Cu的存在可在高温处理期间引起热脆性(hot-shortness)。
已知磷会加宽钢的临界区温度范围。P也是可用于维持期望的残余奥氏体的元素。然而，P可能劣化钢的可加工性。根据本发明，P的存在量应为至多0.030重量％，优选至多0.015重量％。
需要使硫最少化以减少有害的非金属夹杂物。S形成基于硫化物的夹杂物，例如MnS，其引发裂纹，并且使可加工性劣化。因此，期望尽可能地减少S量。根据本发明，S的量为至多0.025重量％，优选为至多0.010重量％的量。
当钛存在时，其形成TiN析出物从而在钢熔体冷却时在高温下清除N。TiN的形成抑制在较低温度下形成B3N4，使得B(如果存在)变得更加有效。化学计量地，当添加B时，Ti与N(Ti/N)的添加比率应>3.42。根据本发明，钛的量≤0.02重量％。
铌可具有形成强化析出物以及细化显微组织的效果。Nb借助于晶粒细化和析出硬化来增加强度。晶粒细化导致更均匀的显微组织从而改善热冲压行为，特别是当引入高的局部应变时。细的均匀显微组织也改善弯曲行为。本发明中使用的Nb量≤0.01重量％。
可添加钒以形成V(C,N)析出物以便强化钢产品。钒的量(如果有的话)为至多0.15重量％，优选至多0.05重量％，且更优选至多0.009重量％，较低量是优选的，这是出于成本原因并且由于V可导致与微合金化元素一起形成复合碳化物，这种形成可降低产品的延展性特性。
硼用于增加钢片材的淬透性，并且是为了进一步增加在淬冷后稳定地保证强度的效果。根据本发明，B以≤0.0005重量％存在。
氮具有类似于C的效果。N适当地与钛结合从而形成TiN析出物。根据本发明的N量为至多0.010重量％。优选地，N量在0.001-0.008重量％的范围内。合适地，N以0.002-0.005重量％范围内的量存在。
氧：需要对钢产物进行脱氧，因为氧降低各种性质，例如拉伸强度、延展性、韧性和/或可焊性。因此，应避免氧的存在。根据本发明，O的量为至多0.01重量％，优选为至多0.005重量％。
钙的存在量可以为至多0.05重量％，优选至多0.01重量％。加入Ca以使含硫夹杂物球化并且使细长夹杂物的量最小化。然而，CaS夹杂物的存在将仍然导致基质中的不均匀性；因此最好减少S的量。
优选地，为钢带材、片材或坯料提供锌基涂层、铝基涂层或有机基涂层。此类涂层在热冲压工艺期间减少氧化和/或脱碳，并且在服役中提供腐蚀防护。
当锌基涂层是含有以下成分的涂层时是优选的：0.2-5.0重量％的Al，0.2-5.0重量％的Mg，任选的至多0.3重量％的一种或多种附加元素，余量为锌和不可避免的杂质。所述附加元素可以选自包括Pb或Sb、Ti、Ca、Mn、Sn、La、Ce、Cr、Ni、Zr或Bi的组。通常添加Pb、Sn、Bi和Sb以形成锌花(spangles)。
优选地，锌合金中的附加元素的总量为至多0.3重量％。对于通常的应用，这些少量的附加元素中不会以任何显著的程度改变涂层或浴的性质。
当锌合金涂层中存在一种或多种附加元素时，每种附加元素优选以至多0.03重量％的量存在，优选地每种附加元素以至多0.01重量％的量存在。通常仅添加附加元素以便在具有用于热浸镀锌的熔融锌合金的浴中防止形成浮渣，或者用以在涂层中形成锌花。
根据本发明的由钢带材、片材或坯料生产的热冲压零件具有包含至多50体积％贝氏体且其余是马氏体的显微组织。优选地，显微组织包含至多40体积％的贝氏体，其余是马氏体。更优选地，显微组织包含至多30体积％的贝氏体，其余是马氏体。贝氏体的存在仅适用于在加压淬冷期间遇到的缓慢冷却速率。在加压淬冷期间，坯料的典型冷却速率大于约30℃/s。在60℃/s的冷却速率以上，形成完全马氏体显微组织。在这种情况下，马氏体提供高强度，而较软的贝氏体改善延展性。马氏体和贝氏体之间的小强度差异有助于维持因缺少弱相界面而引起的高弯曲性。
根据本发明的热冲压零件表现出优异的力学性能。该零件的拉伸强度(TS)为至少745MPa，优选为至少1070MPa，更优选为至少1300MPa，并且还具有至多1400MPa的拉伸强度。
适当地，该零件的总伸长(TE)为至少5％、优选5.5％、更优选至少6％且最优选至少7％，和/或在1.0mm厚度下的弯曲角度(BA)为至少78°，优选至少100°，更优选至少115°，更优选至少130°，并且最优选至少140°。
显然，根据本发明的钢产品表现出优异的碰撞能量吸收。
本发明还涉及如上所述的热冲压零件的用途，作为车辆的白车身(body-in-white)中的结构零件。这样的零件由本发明的钢带材、片材或坯料制成。这些零件具有高强度、高延展性和高弯曲性的组合。特别地，对于车辆的结构零件形式的零件，本发明的钢是非常有吸引力的，因为与常规的热冲压硼钢和冷冲压多相钢的使用相比，本发明的钢表现出优异的碰撞能量吸收，并且进而表现出基于耐撞性的减小尺寸和减轻重量的机会。
本发明还涉及用于生产根据本发明的零件的方法。
因此，本发明还涉及一种用于将钢坯料或预成型的零件热冲压成零件的方法，该方法包括以下步骤：
(a)将根据权利要求1-3中任一项的坯料或由所述坯料生产的预成型零件加热至温度T1并在时间段t1期间将加热的坯料保持在T1，其中T1高于钢的Ac3温度，并且其中t1为至多10分钟；
(b)在输送时间t2期间将加热的坯料或预成型零件转移到热冲压工具，在所述输送时间期间，加热的坯料或预成型零件的温度从温度T1降低到温度T2，其中输送时间t2为至多20秒；
(c)将加热的坯料或预成型零件热冲压成零件；以及
(d)在热冲压工具中将零件冷却到低于钢的Mf温度的温度，使用至少30℃/s的冷却速率。
根据本方法，发现如上所述通过将加热的坯料冲压成零件，能够获得具有增强的力学性能的复杂形状的零件。特别地，与使用常规的热冲压硼钢和冷冲压的多相钢相比，该零件表现出优异的碰撞能量吸收，并且因此允许基于耐撞性的减小尺寸和减轻重量的机会。
在将零件冷却到低于Mf温度的温度之后，零件可例如在空气中进一步冷却到室温或者可被强制冷却到室温。
在根据本发明的方法中，要在步骤(a)中加热的坯料被提供作为后续步骤的中间体。用于生产坯料的钢带材或片材可通过标准铸造工艺获得。在优选实施方案中，钢带材或片材被冷轧。钢带材或片材可被适当地切割成钢坯料。也可以使用预成型的钢零件。预成型的零件可以部分地或完全地成型为期望的几何形状，优选地在环境温度下。
在步骤(a)中将钢坯料加热到温度T1持续时间段t1。优选地，在步骤(a)中，温度T1比钢的Ac3温度高40-100℃，和/或温度T2高于Ar3温度。当T1比Ac3温度高40-100℃时，钢在时间段t1内完全或几乎完全奥氏体化，并且在步骤(b)期间的冷却是完全可能的。当显微组织是均匀奥氏体显微组织时，成型性得以增强。
优选地，时间段t1为至少1分钟且至多7分钟。过长的时间段t1可导致粗大的奥氏体晶粒，这将劣化最终的力学性能。
在步骤(a)中使用的加热设备可以是例如电炉或燃气炉、电阻加热装置、红外感应加热装置。
在步骤(b)中，在输送时间t2期间将加热的钢坯料或预成型零件转移到热冲压工具，在所述输送时间t2期间，加热的钢坯料或预成型零件的温度从温度T1降低到温度T2，其中输送时间t2为至多20秒。时间t2是将加热的坯料从加热设备输送到热冲压工具(例如，压机)和直到热冲压设备关闭所需的时间。在转移期间，坯料或预成型零件通过自然空气冷却和/或任何其它可用的冷却方法的作用可从温度T1冷却到温度T2。加热的坯料或预成型零件可以通过自动机器人***或任何其它转移方法从加热设备转移到热冲压工具。还可以结合T1、t1和T2来选择时间t2，以便在热冲压和淬冷开始时控制钢的显微组织演变。适宜地，t2等于或小于12秒，优选地t2等于或小于10秒，更优选地t2等于或小于8秒，并且最优选地等于或小于6秒。在步骤(b)中，坯料或预成型零件可以以至少10℃/s的冷却速率V2从温度T1冷却到温度。V2优选在10-15℃/s的范围内。当坯料或预成型零件应被预冷却时，冷却速率应更高，例如至少20℃/秒，高达50℃/s或更高。
在步骤(c)中，将加热的坯料或预成型零件成型为具有期望几何形状的零件。成型的零件优选是车辆的结构零件。
在步骤(d)中，将热冲压工具中的成型零件冷却到低于钢的Mf温度的温度，使用至少30℃/s的冷却速率V3。优选地，步骤(d)中的冷却速率V3在30-150℃/s的范围内，更优选在30-100℃/s的范围内。
本发明提供了一种在热冲压操作期间向钢显微组织中引入期望的贝氏体相的改进方法。本方法能够生产表现出高强度、高延展性和高弯曲性的优异组合的热冲压钢零件。
根据本发明的方法的一个或多个步骤可以在氢气、氮气、氩气或任何其它惰性气体的受控惰性气氛中进行，以便防止所述钢的氧化和/或脱碳。
图1示出了根据本发明的方法的实施方案的示意图。
在图1中，横轴表示时间t，纵轴表示温度T。时间t和温度T在图1中图解示出。不能从图1推导出数值。
在图1中，钢坯料或预成型零件以特定的(预)加热速率被(预)加热到高于Ac1的奥氏体化温度。一旦超过了Ac1，则降低(预)加热速率直到坯料或预成型零件达到高于Ac3的温度。然后，将带材、片材或坯料保持在该特定温度持续一段时间。随后，将加热的坯料从炉子转移到热冲压工具，在此期间，通过空气对坯料进行一定程度的冷却。然后将坯料或预成型零件热成型为零件，并以至少30℃/秒的冷却速率冷却(或淬冷)。在达到低于钢的Mf温度的温度之后，打开热冲压工具，并且将成型的制品冷却到室温。
下面解释在整个专利申请中使用的不同温度：
-Ac1：在加热期间，奥氏体开始形成的温度。
-Ac3：在加热期间，铁素体向奥氏体的转变结束的温度。
-Ar3：在冷却期间，奥氏体向铁素体的转变开始的温度。
-Ms：在冷却期间，奥氏体向马氏体的转变开始的温度。
-Mf：在冷却期间，奥氏体向马氏体的转变结束的温度。
将通过以下非限制性实施例阐明本发明。
实施例
钢组合物A(根据本发明)
从具有如表1所示的组成的冷轧钢片材制备尺寸为220mm×110mm×1.5mm的钢坯料。对这些钢坯料在热浸退火模拟器(HDAS)中进行热冲压热循环，并且在由Schuler SMGGmbH&Co.KG供应的热冲压压机(下文称作SMG压机)中进行热冲压。HDAS用于较慢的冷却速率(30-80℃/s)，而SMG压机用于最快的冷却速率(200℃/s)。在氮气氛中，分别将钢坯料再次加热到900℃(在Ac3以上50℃)和940℃(在Ac3以上90℃)的T1，保温5分钟，以便使表面劣化最小化。然后使坯料经受转移冷却，在10秒内温度下降120℃，因此冷却速率V2为约12℃/s，然后以下列冷却速率V3进行冷却至160℃：30、40、50、60、80、200℃/s。从热处理过的样品，制备具有50mm规格长度和12.5mm宽度(Euronorm A50试样几何形状)的纵向拉伸试样并用准静态应变速率进行测试。从RD-ND平面表征显微组织。从每种条件制备来自平行于和横向于轧制方向的弯曲试样(40mm×30mm×1.5mm)，并通过如VDA 238-100标准中所述的三点弯曲试验进行测试直至断裂。将弯曲轴线平行于轧制方向的样品确定为纵向(L)弯曲试样，而将弯曲轴线垂直于轧制方向的样品确定为垂直(T)弯曲试样。在1.5mm厚度下的测量弯曲角度也被转换成1.0mm厚度下的角度(＝原始弯曲角度×原始厚度的平方根)。对于每种类型的测试，进行三次测量，并且对于每种条件给出来自三次测试的平均值。
对于选定的条件(SMG压机样品，在940℃再加热)，进行J-积分断裂韧性和落塔轴向碰撞测试。根据NFMT76J标准从纵向和横向两者制备紧凑拉伸试样，用于断裂韧性测试。对于横向试样，裂纹沿着轧制方向延伸，并且载荷横向于轧制方向，而对于纵向试样则相反。在室温下根据ASTM E1820-09标准对试样进行测试。通过疲劳加载引入预裂纹。使用抗弯板利用拉伸载荷进行最终测试，以保持片材平面中的应力。对每种条件进行三次测试，并且依照BS7910标准中的指导，给出了不同断裂韧性参数的三个等同物(MOTE值)的最小值。
下文给出断裂韧性参数的简要描述。CTOD是裂纹尖端张开位移，并且是在失效(如果为脆性的话)或最大载荷下裂纹张开的程度的量度。J是J积分并且是考虑能量的韧性度量，因此从曲线下方的面积计算，直至失效或最大载荷。KJ是使用所建立的表达式从J积分确定的应力强度因子，给出为KJ＝[J(E/(1-ν2))]0.5，其中E是杨氏模量(＝207GPa)，并且v是泊松比(＝0.03)。Kq是在载荷Pq下测量的应力强度因子的值，其中通过取加载线的弹性斜率来确定Pq，然后采用具有5％较小斜率的线并且将Pq定义为该直线与加载线相交处的载荷。
在具有200kg载荷和50km/小时的加载速度的SMG-压制条件下进行落塔轴向碰撞测试，使载荷以500mm的高度(横向于轧制方向)撞击由较大片材制备的具有封闭顶帽几何形状(图2)的碰撞盒。落塔的横截面尺寸在图2中以毫米给出(t＝1.5mm，R0＝3mm)。将100mm宽度的背板点焊到轮廓以制备碰撞盒。
对于一些选择的条件，还向样品赋予油漆烘烤热循环(180℃持续20分钟)并且如将从结果直接反映的那样进行测试。
钢组合物B和C(不根据本发明)
出于比较原因，还测试了市售的可冷成型的CR590Y980T-DP(钢组合物B，通常称为DP1000钢)，因为其具有在根据本发明的钢坯料的范围内的强度水平。此外，还出于比较原因，测试了标准的热冲压22MnB5钢产品(钢组合物C)。
在表1中，指明了钢组合物A-C的化学组成，以重量％计。
在表2中，示出了钢组合物A的转变温度。
表3至8中给出了各种测试的结果。
在表3中，示出了对于各种冷却速率V3的钢组合物A的屈服强度(YS)、极限拉伸强度(UTS)、均匀伸长率(UE)和总伸长率(TE)。此外，表3示出由马氏体(M)和贝氏体(B)组成的显微组织。从表3将清楚，以不同的冷却速率V3实现了大于740MPa的极限拉伸强度。
在表4中，示出了在不同冷却速率V3之后获得的钢组合物A在1.0mm厚度下的弯曲角度(BA)。从表4清楚，对于纵向(L)和横向(T)取向，都实现了大于至少130°的高弯曲角度。
在表5中示出了，在钢组合物A已经受了热冲压和烘烤处理之后，所述钢组合物A的各种力学性能，所述烘烤处理模拟汽车制造期间使用的油漆烘烤处理。将钢组合物A加热到900℃，保温5分钟，然后在转移冷却之后以200℃/s的V3冷却。烘烤处理在180℃下进行20分钟。从表5将清楚，在钢组合物A已经受烘烤处理之后，也实现了大致相同的最小水平的屈服强度(YS)、极限拉伸强度(UTS)、极限伸长率(UE)、总伸长率(TE)和弯曲角(BA)。这意味着在油漆烘烤之后的汽车制造中，在服役条件下将确保所要求的性能。
在表6中，示出了钢组合物B(DP1000)和C(22MnB5)的各种力学性能。在与钢组合物A相同的试验条件下测试这些钢组合物B和C。当比较表4和6的内容时，将立即清楚，与常规冷成型钢产品DP1000(钢组合物B)和常规热冲压钢产品22MnB5(钢组合物C)相比时，根据本发明的钢零件(钢组合物A)在弯曲性方面构成主要改进。
从表7还可清楚，根据本发明的钢零件(钢组合物A)的断裂韧性参数也高于由DP1000(钢组合物B)制成的坯料的断裂韧性参数。
在表8中，示出了钢组合物A和B的碰撞行为。从表8可清楚，钢组合物A的碰撞行为比热压条件以及热压且烘烤条件下的DP1000(钢组合物B)的碰撞行为更好。烘烤条件与上文所述相同。钢组合物A的碰撞盒在测试之后没有示出任何开裂迹象，而DP1000(钢组合物B)的碰撞盒在折叠处显示出严重开裂。此外，钢组合物A显示出更高的能量吸收能力。
当与类似强度的常规钢产品相比时，根据本发明的热冲压钢组合物A的高且改进的碰撞行为是由于更高的弯曲角度和更高的断裂韧性性能。在这方面，观察到在碰撞期间，钢部件需要折叠，这由其可弯曲性决定，而另一方面，失效前的能量吸收能力由其断裂韧性参数决定。
鉴于上述，技术人员将清楚，根据本发明的钢产品相对于传统已知的冷冲压和热冲压的钢产品构成了显著的改进。
表1：化学组成，钢A、B和C(重量％)
C Mn Si Al Nb B Cr W Ti N 余量
A 0.15 2.0 0.003 0.04 <0.001 <0.0001 0.009 0.28 0.001 0.0045 Fe+杂质
B 0.15 2.3 0.1 0.033 0.01 - - 0.015 0.0035 Fe+杂质
C 0.23 1.25 0.2 0.03 - 0.003 - - 0.004 Fe+杂质
表2：转变温度，钢组合物A
A<sub>c1</sub>(℃) A<sub>c3</sub>(℃) M<sub>s</sub>(℃) M<sub>f</sub>(℃)
740 850 451 232
表3：钢组合物A的力学性能和显微组织
Figure BDA0003376173920000141
表4：钢组合物A的弯曲角度
T<sub>1</sub>(℃) V<sub>3</sub>(℃/s) BA(1.5mm) BA(1.5mm) BA(1.0mm) BA(1.0mm)
L样品(°) T样品(°) L样品(°) T样品(°)
900 30 96.1 120.6 117.6 147.8
900 40 95.2 116.3 116.6 142.5
900 50 90.1 112.6 110.4 138
900 60 88.3 108.8 108.1 133.3
900 80 83.8 115.3 102.6 141.2
900 200 64.2 98.2 78.7 120.3
940 30 97.8 114.4 119.8 140.1
940 40 94.6 114.4 115.8 140.2
940 50 109.7 111.2 134.3 136.2
940 60 98 113 120 138.4
940 80 100.3 102.1 122.8 125
940 200 88.7 93.1 108.6 114.1
表5.在烘烤硬化后钢组合物A的力学性能
YS(MPa) UTS(MPa) UE(％) TE(％) BA(1.5mm) BA(1.5mm) BA(1.0mm) BA(1.0mm)
L样品(°) T样品(°) L样品(°) T样品(°)
1085 1315 3.3 6.6 76.2 100 93.3 122.5
表6.力学性能，钢组合物B(DP1000)和C(22MnB5)
Figure BDA0003376173920000151
表7：钢组合物A-C的断裂韧性参数
Figure BDA0003376173920000152
表8：钢组合物A和B(DP1000)的碰撞测试结果
Figure BDA0003376173920000153

Claims (13)

1.用于生产热冲压零件的钢带材、片材或坯料，按重量％计其具有以下组成:
C:<0.20,
Mn:0.65-3.0,
W:0.10-0.60,
并且任选地包含选自以下的元素中的一种或多种：
Si:<0.10,
Mo:≤0.10,
Al:≤0.10,
Cr:≤0.10,
Cu:≤0.10,
N:≤0.010,
P:≤0.030,
S:≤0.025,
O:≤0.01,
Ti:≤0.02,
V:≤0.15,
Nb:≤0.01,
B:≤0.0005,
余量是铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢带材、片材或坯料，其中按重量％计：
C：0.05-0.18，优选0.07-0.16，和/或
Mn：1.00-2.50，优选1.20-2.20，和/或
W：0.10-0.50，优选0.13-0.30和/或
Si：≤0.009，优选≤0.005，和/或
Al：≤0.05，优选≤0.04，
N：0.001-0.008，优选0.002-0.005。
3.根据权利要求1-2中任一项所述的钢带材、片材或坯料，其中所述钢带材、片材或坯料设置有锌基涂层或铝基涂层或有机基涂层。
4.根据权利要求3所述的钢带材、片材或坯料，其中所述锌基涂层是包含以下成分的涂层：0.2-5.0重量％的Al，0.2-5.0重量％的Mg，任选的至多0.3重量％的一种或多种附加元素，余量为锌和不可避免的杂质。
5.由根据前述权利要求中任一项所述的钢带材、片材或坯料生产的热冲压零件，所述零件具有至少745MPa、优选至少1070MPa、更优选至少1300MPa、并且更优选至少1400MPa的拉伸强度。
6.根据权利要求5所述的热冲压零件，其总伸长(TE)为至少5％、优选地至少5.5％、更优选地至少6％、并且最优选地至少7％，和/或在1.0mm厚度下的弯曲角度(BA)为至少78°、优选地至少100°、更优选地至少115°、更优选地至少130°并且最优选地至少140°。
7.根据权利要求5或6所述的热冲压零件，所述零件具有包含至多50％贝氏体、余量为马氏体的显微组织，所述显微组织优选地包含至多40％的贝氏体，更优选地所述显微组织包含至多30％的贝氏体。
8.根据权利要求5-7中任一项的热冲压零件作为车辆的白车身中的结构零件的用途。
9.一种用于将钢坯料或预成型零件热冲压成零件的方法，该方法包括以下步骤：
(e)将根据权利要求1-3中任一项的坯料或由所述坯料生产的预成型零件加热至温度T1并在时间段t1期间将加热的坯料保持在T1，其中T1高于钢的Ac3温度，并且其中t1为至多10分钟；
(f)在输送时间t2期间将加热的坯料或预成型零件转移至热冲压工具，在所述输送时间期间，加热的坯料或预成型零件的温度从温度T1降低至温度T2，其中输送时间t2为至多20秒；
(g)将加热的坯料或预成型零件热冲压成零件；以及
(h)在热冲压工具中将零件冷却到低于钢的Mf温度的温度，冷却速率为至少30℃/s。
10.根据权利要求9所述的方法，其中在步骤(a)中，温度T1比Ac3温度高40-100℃，和/或温度T2高于Ar3温度。
11.根据权利要求9或10所述的方法，其中步骤(a)中的时间段t1是至少1分钟，并且至多7分钟，和/或步骤(b)中的时间段t2是至多12秒，优选地所述时间段t2在2秒和10秒之间。
12.根据权利要求9-11任一项所述的方法，其中在步骤(d)中所述零件以30-150℃/s范围内的冷却速率冷却，冷却速率优选为30-100℃/s。
13.车辆，其包含至少一个根据权利要求5-7任一项所述的热冲压零件和/或根据权利要求9-12任一项所述方法制造的零件。
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