热冲压成形用钢材、热冲压成形工艺及热冲压成形构件的制作方法

本发明涉及一种具有超细晶粒的热冲压成形用钢材、热冲压成形工艺及热冲压成形构件。

背景技术：

随着全球节能减排、环保经济的迫切需求，汽车业正向轻量化方向发展，但汽车轻量化不以牺牲安全性为代价。相反，对汽车的碰撞安全性要求越来越高。目前，车用高强度和超高强度钢材以其高强度、轻质的特点在汽车业中应用越来越受关注。高强度下，采用冷冲压方式，成形性能降低，所需要冲压力大，易开裂。另外，成形后零件回弹大，其形状和尺寸精度难以保证。

兴起于欧洲的热冲压成形技术是解决上述问题的一种新型成形技术。该技术是将板料加热到完全奥氏体化状态，快速转移到具有均匀冷却系统的模具中高速冲压成形，同时进行冷却淬火处理获得具有均匀马氏体组织的超高强钢零件的成形技术。高温下，材料冲压成形性好，可冲压成形复杂的构件，同时消除回弹影响，零件精度高，质量好。目前，欧、美各大汽车生产厂商已成功地将高强度钢材热冲压成形技术应用于汽车A柱、B柱、保险杠、车顶构架、车底框架以及车门防撞杆等构件的生产。由于较高的强度及马氏体组织的存在，热冲压成形用钢在汽车碰撞安全性上的表现取决于它的韧性、冷弯性能和耐延迟开裂的性能。目前，汽车业广泛应用的热冲压成形用钢是以22MnB5为代表的合金结构钢，其奥氏体化温度较高（AC3约850℃），淬透性不高，成形后韧性差，冷弯性能有限，存在延迟开裂等问题。

CN100370054C公开了一种镀有铝合金的热冲压成形用高强度钢材。该专利文献要求强度达到1000MPa以上，其中含碳0.35%时强度1800MPa，0.5以上碳含量时强度达到1900～2100MPa以上，但其未提及其延伸率及韧性。事实上，该材料合金设计的材料需要回火热处理后才能达到该强度值，且韧性较差，不能满足1800MPa以上热冲压成形钢及构件的延伸率及韧性要求，且高的碳含量不利于焊接性能。

CN101583486A公开了一种涂覆带材制备方法，及其热冲压产品。该文献的优选实施例提及热冲压成形后需要再通过热处理，其力学性能方能达到屈服强度1200MPa，抗拉强度1500MPa以上，而未对延展性做定量阐述。只是提出控制硫的含量（要求硫元素含量低于0.002wt%）来保证延展性，避免硫化物夹杂引起裂纹扩展，而工业上对硫含量在20ppm以下水平的控制难度较大，成本高，因此，通过控制硫元素含量并不能彻底解决低延性的问题。

技术实现要素：

因此，鉴于现有技术中存在的问题，本发明的目的之一是改善传统的热冲压成形用钢材、热冲压成形工艺及热冲压成形构件的不足，提供一种合金成分更有利于热冲压成形工艺的热冲压成形用钢材，以及更简单的成形工艺，其在热冲压成形后无需再通回火等过热处理，就能制造出具有高韧性和抗延迟开裂性的钢材或成形构件。

根据本发明的一个实施例，提供了一种热冲压成形用钢材，其以重量计包括以下成分：0.27～0.40%的C；0.2～3.0%的Mn；0.11～0.4%的V；0～0.8%的Si；0～0.5%的Al；0～2%的Cr；0～0.15%的Ti；0～0.15%的Nb；0～0.004%的B；总含量小于2%的Mo、Ni、Cu等有益于提高其淬透性的合金元素，以及其它杂质元素。

本发明的热冲压成形用钢材在热冲压工艺过程中的加热温度区间为800～920℃，在奥氏体化过程中在奥氏体晶界优选存在VC和/或V与Ti、Nb的复合碳化物。本发明的热冲压成形用钢材奥氏体化加热过程中在奥氏体晶界的VC和/或V与Ti、Nb的复合碳化物的析出粒子尺寸优选为1～80nm。本发明的热冲压成形用钢材在热冲压工艺过程中，在奥氏体化后的冷却过程中在包括晶界的奥氏体晶内析出一定量的VC和/或V与Ti、Nb的复合碳化物，该奥氏体晶内的碳化物粒子尺寸为0.1～20nm。本发明的热冲压成形用钢材中的VC和/或V与Ti、Nb的复合碳化物的体积分数为大于0.1%。

本发明的热冲压成形用钢材在热冲压成形之后，在不进行回火的情况下即可达到1300MPa～1700MPa的屈服强度，1800～2200MPa的抗拉强度，6～9%的延伸率；而在回火热处理后性能可达到1350～1800MPa的屈服强度，1700～2150MPa的抗拉强度，以及7～10%的延伸率。

本发明的钢材包括热轧钢板、热轧酸洗钢板、冷轧钢板、或带有涂镀层的钢板。所述带有涂镀层的钢板为锌涂镀钢板，所述锌涂镀钢板是在其上形成金属锌层的热轧钢板或冷轧钢板，其中所述锌涂镀钢板包括选自热浸镀锌、镀锌退火、锌电镀或锌-铁电镀中的至少一种。所述带有涂镀层的钢板为在其上形成有铝硅层的热轧钢板或冷轧钢板，或者有机镀层的钢板。

根据本发明的另一个实施例，提供了一种热冲压成形工艺，其可以包括以下工序：

（a）钢材奥氏体化：提供具有上述合金成分的热冲压成形用钢材或其预成形构件，将其加热至800～920℃保温1～10000s，其中该工序中的加热方式例如可以为但不限于辊道式加热炉、箱式加热炉、感应加热、电阻加热；

（b）钢材移送：将加热的上述钢材移送至热冲压成形模具上，保证移送至模具时钢材温度在550℃以上；

（c）热冲压成形：根据上述钢材板料尺寸制定合理的压机吨位，冲压压强值为1～40MPa，根据板厚度确定保压时间，通常控制在4～40s以确保开模时构件温度低于250℃，例如1.2mm厚的板料保压时间为5～15s、1.8mm厚的板料保压时间为7～20s，通过模具的冷却系统控制模面温度在200℃以下，使钢材在模具中以不小于10℃/s的平均冷速迅速冷却至250℃以下。

根据本发明的再一个实施例，还提供了一种回火工艺，其包括以下步骤：

（a）通过本发明的上述热冲压成形工艺来获得成形构件；

（b）在涂装工艺过程中，将所述成形构件加热至150～200℃，保温10～40min；或者将所述成形构件以0.001～100℃/s的加热速率加热至150～280℃，保温0.5～120min，然后以任意方式冷却。

通过本发明的热冲压成形工艺形成的热冲压成形构件可用于汽车高强度构件，其包括但不限于汽车的A柱、B柱、保险杠、车顶构架、车底框架以及车门防撞杆。

本发明的钢材在热冲压成形或等同的热处理后，直接热冲压淬火后（无须回火）即可以达到1300MPa～1700MPa的屈服强度，1800～2200MPa的抗拉强度，6～9%的延伸率。在经过本发明的回火处理后，优选可达到1500MPa-1900MPa-8%，1600MPa-2100MPa-7%，该性能是现有技术中的成分在直接淬火（不回火）情况下无法达到的。

附图说明

图1示出了本发明的钢材在热冲压成形之后的原奥氏体晶界形貌；

图2示出了本发明的钢材在热冲压成形之后的析出粒子形貌及尺寸；

图3示出了本发明的一个优选实施例的热冲压工艺图。

具体实施方式

下面将参考示例性实施例来更详细地描述本发明。以下实施例或实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。

根据本发明的一个实施例，提供了一种热冲压成形用钢材，其以重量计包括以下成分：0.27～0.40%的C；0.2～3.0%的Mn；0.11～0.4%的V；0～0.8%的Si；0～0.5%的Al；0～2%的Cr；0～0.15%的Ti；0～0.15%的Nb；0～0.004%的B；总含量小于2%的Mo、Ni、Cu等有益于提高其淬透性的合金元素，以及其它杂质元素。

马氏体强度随碳含量增加而提高，但高的碳含量导致形成孪晶马氏体，降低材料韧性，孪晶马氏体必须经过回火才不会发生脆性断裂。本发明的钢材在其合金成分中添加了特定成分的V元素，使得热冲压工艺过程中全奥氏体化加热温度区间800～920℃，因材料添加0.11%以上的V，以及0.27%以上C，因此根据VC析出固溶度积的条件，在奥氏体化过程中奥氏体晶界会有一定量的VC和/或（V,Ti,Nb）C的复合碳化物，第二相粒子对奥氏体晶粒有效钉扎，将会细化原奥氏体晶粒，因此，VC的沉淀析出对控制原奥氏体晶粒尺寸有着重要影响。根据本发明的一个优选实施例，原奥氏体晶粒尺寸大小为3～6μm，晶粒细化强化，不仅能提高屈服强度，同时提高了韧性。图1示出了本发明的钢材在热冲压成形之后的原奥氏体晶界形貌。

为了达到1800MPa以上的抗拉强度，如果仅依赖高碳添加，则所形成的马氏体中含有孪晶马氏体，因此其韧性较差，回火处理后才可发生韧性断裂。经过170℃保温20分钟的回火处理后（通常汽车涂装为170～200℃，10～30分钟），材料屈服强度提高50～100MPa，抗拉强度降低约50MPa，延伸率可提高至5%以上。在现有技术中（例如新日铁公司对外宣传材料成分与性能）：Fe-0.31C-1.3Mn-Ti-B%在热冲压态（淬火）强度1700MPa的脆性断裂时，延伸率约3.5%，经170℃回火20分钟后，强度1785MPa，延伸率7%。回火前韧性差会增加构件延迟开裂的风险；且汽车构件在进入涂装工序前进行焊装，热冲压状态（未回火）的构件韧性差容易导致焊接装配过程开裂。

根据本发明，钢材合金成分中添加了0.11%以上的V，以及0.27%以上C，在奥氏体化处理之后至热冲压合模快冷之前的3～30s的冷却过程中会进一步析出体积分数高于0.1%的VC或（V，Ti，Nb)C,均匀细小的第二相颗粒可提高抗拉强度达100MPa以上，优选情况析出粒子尺寸为1～20nm，平均粒径4.5nm，体积分数约为0.22%（0.22%是由碳复型试样中沉淀析出的量统计，并由二维转为三维得出的，Thermal-Cac计算体积分数为0.28%），其中1～10nm出现频次比例高达94.4%，根据析出强化机制，其析出强化增强量可达240MPa。该VC或（V，Ti)C的析出会消耗掉奥氏体中的碳，降低其碳含量，因此降低其相变后的马氏体中形成孪晶马氏体的分数，因此，基于本发明的VC析出，可提高马氏体自身的韧性，马氏体中碳含量降低导致的其强度降低，但通过VC析出强化和原奥氏体晶粒的细晶强化提高材料强度。图2示出了本发明的钢材在热冲压成形之后的析出粒子形貌及尺寸。

此外，VC与H具有高的结合能，是不可逆的氢陷阱，容易将氢原子固定在其周围，可改善材料的抗氢致延迟开裂能力（参考文献: Harshad Kumar Dharamshi Hansraj BHADESHIA. Prevention of Hydrogen Embrittlement in Steels.ISIJ International, Vol. 56 （2016), No. 1, pp. 24–36）。

本发明的钢材在热冲压成形或等同的热处理后，直接热冲压淬火后无需回火即可达到1800～2200MPa的抗拉强度，屈服强度1300MPa～1700MPa，延伸率9～6%。优选达到1400MPa-1900MPa-8%，1450MPa-2100MPa-7%，该性能是现有技术的合金成分在直接淬火（不回火）时无法达到，即便涂装过程可以实现回火处理功能，但为了满足焊装要求，焊装过程零件不脆性断裂，热冲压之后必须进行回火热处理。与之相比，本发明的一大优势是消除了该回火热处理的工艺步骤，从而简化了成形工艺。

本发明的热冲压成形用钢材具体制造工艺如下：

（1）冶炼工序，严格按照上述成分由真空感应炉或转炉冶炼；

（2）加热工序，将所炼制的钢坯放入1100～1260℃进行加热，保温30～600分钟；

（3）热轧工序，将钢坯在1200℃以下进行轧制，终轧温度控制在800℃以上，制得热轧钢材；

（4）卷曲工序，在750℃以下的温度区进行上述热轧钢材的卷曲，其组织主要是铁素体和珠光体。根据实际需要，上述热轧钢材还可以进行酸洗得到热轧酸洗钢材。

此外，上述制造工艺还可以包括以下工序中的一个或多个：

（5）上述热轧钢材经过酸洗和冷轧后可以得到冷轧钢材；

（6）上述冷轧钢材退火后可制造出冷轧退火板；

（7）上述冷轧钢材表面可以进行涂镀处理，得到涂层钢材。

（8）上述热轧酸洗钢材表面可以进行涂镀处理，得到涂层钢材。

图3示出了本发明的一个优选实施例的热冲压工艺图。根据本发明的一个优选实施例，本发明的热冲压工艺可以包括以下工序：

（a）钢材奥氏体化：提供本发明中第一方面所涉及任何一种热冲压成形用钢材或其预成形构件，将其加热至800～920℃保温1～10000s，其加热方式不限，可以是但不限于：辊道式加热炉、箱式加热炉、感应加热、电阻加热等。

（b）钢材移送：例如通常采用但不限于机械手或机器人，将加热的上述钢材移送至热冲压成形模具上，保证移送至模具时钢材温度在550℃以上。

（c）热冲压成形：根据上述钢材板料尺寸制定合理的压机吨位，冲压压强值为1～40MPa，根据板厚度确定保压时间控制在4～40s，以确保开模时构件温度低于250℃，例如1.2mm厚的板料保压时间为5～15s、1.8mm厚的板料保压时间为7～20s通过模具淬火冷却系统控制模面温度在200℃以下，使钢材在模具中以不小于10℃/s的平均冷速迅速冷却至250℃以下。

以下是本发明的钢材的示例性实验数据。本领域的技术人员应该明白的是，这些数据只是示例性的，本发明的具体成分和制造工艺并不局限于此。

表1 本发明的钢材（UFT-PHS1800)的示例成分

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表2 热冲压工艺参数（1.5mm厚板）

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表3力学性能结果（1.5mm厚板，JIS5试样）

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表4 热冲压后的30MnBV钢U型试验件各部位的力学性能结果（1.5mm厚板，无回火处理，热冲压状态）

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表5 热冲压后的零件（门防撞梁）试验件各部位的力学性能结果（1.5mm厚板，回火工艺为模拟涂装工艺，170℃加热保温20分钟）

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以上描述了本发明的优选实施例，但是本领域的技术人员应该明白的是，在不脱离本发明构思的前提下进行的任何可能的变化或替换，均属于本发明的保护范围。