汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼及其制造方法
【專(zhuān)利摘要】本發(fā)明屬于軋鋼【技術(shù)領(lǐng)域】，特別涉及一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼及其制造方法，其微量元素質(zhì)量百分比：C:0.18～0.3％，Si≤0.3％，Mn:1～1.6％，P≤0.015％，S≤0.002％，Cr:0.1～0.3％，Ti：0.02～0.06％，Al:0.02～0.06％，B:0.0005～0.004％，[N]≤0.004％，[O]≤0.003％。其制造方法為低溫加熱鑄坯、兩階段控制軋制，快速冷卻，低溫卷取，經(jīng)冷軋及低溫臨界退火制備鋼卷，剪切制備零件料片、熱壓成型。本發(fā)明通過(guò)上述制造方法細(xì)化鋼晶粒，提高鋼的塑性與韌性，使其在變形中吸收更多能量，提高汽車(chē)安全性能。
【專(zhuān)利說(shuō)明】汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明屬于軋鋼【技術(shù)領(lǐng)域】，特別涉及一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼及其制造方 法。

【背景技術(shù)】
[0002] 隨著汽車(chē)產(chǎn)業(yè)的不斷發(fā)展、科技的不斷進(jìn)步以及人們對(duì)于汽車(chē)輕量化和安全性的 要求越來(lái)越高，對(duì)構(gòu)成汽車(chē)的鋼板性能的要求也隨之提高。
[0003] 目前，在汽車(chē)車(chē)身及汽車(chē)零件上大量應(yīng)用高強(qiáng)度及超高強(qiáng)度鋼板可以實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕 量化的要求，但隨著鋼板強(qiáng)度的增加，尤其對(duì)于lOOOMPa以上的超高強(qiáng)度鋼板來(lái)說(shuō)，其沖壓 成形性能迅速下降，模具磨損嚴(yán)重。在冷沖壓成形時(shí)易發(fā)生開(kāi)裂及回彈嚴(yán)重的不良現(xiàn)象，尤 其是成形復(fù)雜形狀的零件時(shí)。而采用鋼板的熱沖壓成形技術(shù)可有效緩解上述問(wèn)題，其過(guò)程 為將鋼板加熱至奧氏體對(duì)應(yīng)的溫度區(qū)間，利用鋼板在高溫下塑性增加和變形抗力減小等特 點(diǎn)，在裝有冷卻系統(tǒng)的模具中快速成形，即在保壓狀態(tài)下通過(guò)設(shè)置在模具內(nèi)的冷卻系統(tǒng)淬 火冷卻，以獲得超高強(qiáng)度零件，并保證了零件的形狀及尺寸精度。通過(guò)上述過(guò)程描述的熱沖 壓成形技術(shù)解決了傳統(tǒng)冷成形工藝中高強(qiáng)度鋼成形困難、回彈嚴(yán)重及形狀不良等難題，廣 泛應(yīng)用在汽車(chē)保險(xiǎn)杠、防撞桿、A B C柱及中通道等結(jié)構(gòu)安全件的制造中。
[0004] 專(zhuān)利號(hào)200810112020. 2 -種熱成型馬氏體鋼，該鋼的主要化學(xué)成分組成（重 量％ )為：C :0· 10-0. 33%，Si :0· 50-2. 30%，Mn :0· 50-2. 00%，P 彡 0· 020%，S 彡 0· 015%， A1 :0. 015-0. 060%，[0] < 0. 002%，[N]0. 002-0. 015%，余為 Fe 及不可避免的不純物。其 抗拉強(qiáng)度為1. 3-1. 7GPa，延伸率高于15 %的熱成型馬氏體鋼，主要通過(guò)添加0. 50-2. 30% 的Si，在熱成形工序中馬氏體轉(zhuǎn)變前采用緩冷工藝，獲得一定量殘余奧氏體的方法，提高 延伸率。然而此方法熱成形時(shí)工藝控制難度大，生產(chǎn)效率低。
[0005] 專(zhuān)利號(hào)201110269388. 1 -種汽車(chē)用高強(qiáng)韌性熱成形鋼板的熱處理方法，將成分 質(zhì)量百分含量為：C :0· 2 ?0· 4%、Si :0· 1 ?0· 5%、Μη :1· 0 ?2. 0%、Cr :0· 1 ?0· 5%、 B :0· 001 ?0· 005%、Ti :0· 01 ?0· 05%、A1 :0· 01 ?0· 1%、P :〈0· 02%、S :〈0· 01%、N : 〈0. 01%，余量為鐵及不可避免雜質(zhì)的熱成形用鋼板在沖壓成形后放入退火爐內(nèi)；在100? 500°C范圍內(nèi)，進(jìn)行1?lOmin的回火處理；將回火處理后鋼板取出退火爐，在空氣中自然冷 卻到室溫。此發(fā)明在傳統(tǒng)熱成形鋼的基礎(chǔ)上，通過(guò)回火的方法消除鋼板快速冷卻產(chǎn)生的內(nèi) 應(yīng)力和軟化馬氏體組織，進(jìn)而改善高強(qiáng)韌性鋼的韌性，但是其強(qiáng)度也有較為明顯的降低。
[0006] 專(zhuān)利號(hào)201110259342. 1 -種雙相熱成形鋼的制備方法，該鋼的主要化學(xué)成分質(zhì) 量百分比為：C :0· 1 ?0· 5 %、Si :0· 3 ?2. 5%、Μη :1· 0 ?3. 0 %、A1 :1· 0 ?3. 0 %、P : 〈0. 02 %、S :〈0. 01 %、Ν :〈0. 01 %，余量為鐵及不可避免雜質(zhì)；制造方法為：首先根據(jù)化學(xué) 成分進(jìn)行冶煉鑄造，原料坯入加熱爐加熱，加熱溫度為1200?1250°C，保溫0. 5?1. 5小 時(shí)，終軋溫度為800?900°C，卷取溫度為600?700°C ;熱成形工藝為：加熱溫度為750? 850°C，保溫3?8min，以大于40°C /s的速度冷至室溫，主要通過(guò)設(shè)置熱成行工藝的加熱溫 度為780-850°C，進(jìn)而使得成形鋼處于奧氏體和鐵素體對(duì)應(yīng)的兩個(gè)相區(qū)，快速冷卻即可獲得 由鐵素體和馬氏體構(gòu)成的雙相組織。通過(guò)此方法雖使得成形后的鋼板塑性增加，但強(qiáng)度大 幅降低。
[0007] 另外，目前廣泛應(yīng)用在汽車(chē)的熱成形鋼，經(jīng)熱成形淬火冷卻后，并全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏 體組織后，其強(qiáng)度可達(dá)1500MPa左右，而延伸率A50在5-7%，三點(diǎn)彎曲角度一般在65度 以下，且隨著馬氏體鋼強(qiáng)度的提高，氫致延遲斷裂的敏感性提高，氫致延遲斷裂的敏感性提 高。隨著對(duì)汽車(chē)安全性能要求繼續(xù)提高，要求熱成形鋼在保證強(qiáng)度的同時(shí)具有更好的韌性 及抗延遲斷裂性能。
[0008] 因此，亟需一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼及其制造方法。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0009] 本發(fā)明所要解決的技術(shù)問(wèn)題是提供一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼及其制造方 法，以實(shí)現(xiàn)細(xì)化熱成形鋼的奧氏體晶粒，提高延伸率、抗拉強(qiáng)度及三點(diǎn)彎曲角度，進(jìn)而實(shí)現(xiàn) 汽車(chē)車(chē)架及汽車(chē)零部件的輕量化。
[0010] 為解決上述技術(shù)問(wèn)題，本發(fā)明提供了一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，包括如下 質(zhì)量百分比的化學(xué)成分：C:0. 18?0· 30%，Si彡0· 30%，Mn:L 00?L 60%，P彡0· 015%， S 彡 0· 0020%，Cr:0. 10 ?0· 30%，Ti :0· 02 ?0· 06%，Α1:0· 020 ?0· 060%，Β:0· 0005 ? 0. 0040%，[Ν]彡0. 004%，[0]彡0. 003 %，余量為Fe及不可避免夾雜物。
[0011] 進(jìn)一步，還包括如下質(zhì)量百分比的化學(xué)成分：Nb :0. 02?0. 10 %，Mo : 0· 15-0. 40%，V 彡 0· 10%，W 彡 0· 40%，REM 彡 0· 05%。
[0012] 進(jìn)一步，所述熱成形鋼熱成形前的-奧氏體的平均晶粒尺寸彡l〇um，熱成形后馬 氏體比例彡98%。
[0013] 本發(fā)明提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，通過(guò)優(yōu)化熱成形鋼的化學(xué)成分 比例，細(xì)化鋼的奧氏體晶粒，提高鋼的塑性和韌性；同時(shí)進(jìn)一步添加規(guī)定質(zhì)量百分比的Nb、 Mo、V、W及REM微量元素，進(jìn)一步的細(xì)化鋼的奧氏體晶粒，提高鋼的塑性和韌性。
[0014] 本發(fā)明還提供一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，所述制造方法包括：
[0015] 將鐵水進(jìn)行預(yù)處理后轉(zhuǎn)爐冶煉，經(jīng)合金化處理及精煉后連鑄成鑄坯；
[0016] 將所述鑄坯加熱至1100°C?1250°C之間，并進(jìn)行保溫；
[0017] 對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱軋?zhí)幚?，所述熱軋?zhí)幚戆▋呻A段，第一階段為粗軋，第二階段 為精軋，所述粗軋的粗軋壓下率小于所述精軋的精軋壓下率；
[0018] 所述精軋結(jié)束后對(duì)所述鑄坯進(jìn)行冷卻處理；
[0019] 所述冷卻處理后進(jìn)行卷取，卷取過(guò)程的溫度控制在540°C _650°C之間；
[0020] 將溫度在540°C _650°C之間的軋卷冷卻至常溫，酸洗后進(jìn)行冷軋得到冷硬卷，控 制冷軋的總壓下率在50% -70%之間；
[0021] 對(duì)所述冷軋卷進(jìn)行低溫臨界退火，得到退火卷；
[0022] 將所述退火卷加工成零件料片，并將所述零件料片加熱至稍高于Ar3相變溫度；
[0023] 對(duì)加熱后的零件料片進(jìn)行熱壓成形處理，使得所述零件料片以大于40°C /s的冷 卻速度模壓淬火至小于等于200°C。
[0024] 進(jìn)一步的，所述并進(jìn)行保溫包括對(duì)加熱至1KKTC?1250°C之間的所述鑄坯保溫 2. 8小時(shí)-4小時(shí)之間。
[0025] 進(jìn)一步的，所述粗軋的粗軋壓下率小于所述精軋的精軋壓下率包括控制粗軋壓下 率大于75%，精軋壓下率大于85%。
[0026] 進(jìn)一步的，所述精軋的溫度控制在820°C?890°C之間。
[0027] 進(jìn)一步的，所述精軋結(jié)束后對(duì)所述鑄坯進(jìn)行冷卻處理包括控制所述精軋結(jié)束至冷 卻開(kāi)始之間的時(shí)間在1S內(nèi)，所述冷卻處理為層流冷卻，冷卻速度大于15°C /s。
[0028] 相對(duì)于現(xiàn)有技術(shù)，本發(fā)明提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，通 過(guò)鑄坯加熱溫度控制在1100?1250°C之間的較低溫度，并保溫2. 8h-4h，使得鑄坯的組織 均勻，防止組織中奧氏體晶粒的過(guò)度長(zhǎng)大；在熱軋工序中，采用先粗軋，后精軋的兩道工序， 其中粗軋的壓下率大于75%，精軋的壓下率大于85%，并控制精軋的溫度在820-890°C之 間，使得粗軋過(guò)程中動(dòng)態(tài)和道次間充分的靜態(tài)，奧氏體晶粒未在結(jié)晶區(qū)累積大變形，并且在 精軋過(guò)程中奧氏體晶粒內(nèi)形成高儲(chǔ)能的變形帶，抑制道次間部分再結(jié)晶，促進(jìn)多道次精軋 階段的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和應(yīng)變累積，獲得細(xì)小而均勻的奧氏體晶粒；而且通過(guò)控制精軋結(jié)束 至冷卻開(kāi)始的時(shí)間為1S內(nèi)，冷卻速度控制在15°C /s以上，卷曲溫度控制在540-650°C，避 免了精軋后的奧氏體晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大；另外，采用低溫臨界退火，控制了退火后晶粒大小， 將零件料片加熱至稍高于其相變溫度，控制了熱成形鋼的奧氏體晶粒尺寸。通過(guò)以上方法 和工藝，進(jìn)一步的提升了熱成形鋼的延伸率和彎曲角度，在變形中吸收更多的能量，提高了 車(chē)輛的安全性能，并實(shí)現(xiàn)了汽車(chē)車(chē)架和零部件的輕量化。

【專(zhuān)利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0029] 為了更清楚地說(shuō)明本發(fā)明實(shí)施例或現(xiàn)有技術(shù)中的技術(shù)方案，下面將對(duì)實(shí)施例中所 需要使用的附圖作簡(jiǎn)單地介紹，顯而易見(jiàn)地，下面描述中的附圖僅僅是本發(fā)明的一些實(shí)施 例，對(duì)于本領(lǐng)域普通技術(shù)人員來(lái)講，在不付出創(chuàng)造性勞動(dòng)的前提下，還可以根據(jù)這些附圖獲 得其他的附圖。
[0030] 圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一至實(shí)施方式六提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼 的典型組織圖；
[0031] 圖2為本發(fā)明實(shí)施方式二提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法的 流程示意圖。

【具體實(shí)施方式】
[0032] 下面將結(jié)合本發(fā)明實(shí)施例中的附圖，對(duì)本發(fā)明實(shí)施例中的技術(shù)方案進(jìn)行清楚、完 整地描述，顯然，所描述的實(shí)施例僅僅是本發(fā)明一部分實(shí)施例，而不是全部的實(shí)施例。基于 本發(fā)明中的實(shí)施例，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員所獲得的所有其他實(shí)施例，都屬于本發(fā)明保護(hù)的 范圍。
[0033] 實(shí)施方式一
[0034] 本發(fā)明提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，包括如下質(zhì)量百分比的化學(xué)成 分：C:0. 18 ?0· 30 %，Si 彡 0· 30 %，Μη:1· 00 ?1. 60 %，P 彡 0· 015 %，S 彡 0· 0020 %， Cr:0. 10 ?0· 30 %，Ti :0· 02 ?0· 06 %，Α1:0· 020 ?0· 060 %，Β:0· 0005 ?0· 0040 %， [Ν]彡0.004%，[0]彡0.003%，余量為Fe及不可避免夾雜物。另外，還添加有如下質(zhì) 量百分比的化學(xué)成分：Nb :0· 02 ?0· 10%，Mo :0· 15-0. 40%，V 彡 0· 10%，W 彡 0· 40%， REM 彡 0· 05%。
[0035] 其中，碳（C):固溶強(qiáng)化元素，對(duì)鋼板的強(qiáng)度起決定作用。為使熱成形鋼的抗拉強(qiáng)度 達(dá)到1300MPa以上，C含量需達(dá)到0. 18%以上，并且隨著碳含量的提高，冷加工困難，焊接性能 惡化。故將C含量控制在0. 18-0. 30%，在保證熱成形鋼的抗拉強(qiáng)度的同時(shí)降低加工難度。
[0036] 硅（Si):固溶強(qiáng)化元素，能抑制碳化物的析出，但隨著Si含量的提高，會(huì)使得加熱 溫度提高，在本實(shí)施例中，Si的上限含量設(shè)定為0. 3%。因?yàn)檫^(guò)度降低Si含量會(huì)增加制造 成本，所以本發(fā)明將Si含量控制在0. 30%以下。
[0037] 錳（Μη):奧氏體穩(wěn)定化元素，推遲珠光體及貝氏體的轉(zhuǎn)變，擴(kuò)大γ相區(qū)，顯著提高 鋼的淬透性。但隨著Μη含量提高使熱成形鋼的韌性和塑性均降低。因此，本發(fā)明將Μη含 量控制在1. 00-1. 60%，在保證熱成形鋼淬透性的同時(shí)保持一定的韌性和塑性。
[0038] 磷（Ρ):固溶強(qiáng)化元素，但Ρ易在晶界偏析，使鋼的脆性尤其是低溫脆性顯著增大， 同時(shí)提高了氫致延遲斷裂的敏感性，因此盡量降低Ρ的含量，考慮到人工除去Ρ的成本，Ρ含 量應(yīng)控制在0. 015%以下，使得熱成形鋼脆性偏小且氫致延遲斷裂的敏感性較低。
[0039] 硫（S):顯著影響鋼板的熱脆性能，惡化熱沖壓成形性能，降低鋼的韌塑性，并使 氫致延遲斷裂敏感性升高，考慮到人工除去S的成本，S含量應(yīng)控制在0. 002%以下。
[0040] 鋁（Α1):用作煉鋼時(shí)的脫氧劑，減少鋼中氧化物夾雜、純凈鋼質(zhì)，細(xì)化晶粒，提高 韌性，特別是降低了鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度。含量低于0.015%時(shí)作用不明顯，高于0.06%易形 成粗大的氧化鋁夾雜，惡化鋼的韌性。因此本發(fā)明將Alt含量控制在0. 020-0. 060%之間， 保證熱成形鋼處在韌性高對(duì)應(yīng)的鋁含量區(qū)間內(nèi)。
[0041] 鉻（Cr):有效提高鋼的淬透性，提高鋼的強(qiáng)度和韌性，并防止高溫表面氧化。但過(guò) 高的Cr含量會(huì)增加貝氏體形成。因此，本發(fā)明將Cr含量控制在0. 10-0. 30%，保證了熱成 形鋼處在強(qiáng)度及韌性高對(duì)應(yīng)的鉻含量區(qū)間內(nèi)。
[0042] 鈦（Ti):添加 Ti以便固定雜質(zhì)元素0和N等，從而使B處于固溶態(tài)，并偏聚于晶界 以發(fā)揮其作用，且形成的碳氮化合物可有效地抑制加熱時(shí)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，細(xì)化晶粒，， 提高鋼板的強(qiáng)度和韌性，降低氫致延遲斷裂的敏感性。但鈦高于〇. 10%時(shí)易形成塊狀氮化 物，使韌塑性降低。因此，本發(fā)明Ti含量控制在0. 02-0. 06%，基本避免了塊狀氯化物的形 成，保證了熱成形鋼的韌性與塑性。
[0043] 硼（B):有效提高鋼的淬透性，易偏集于晶界上，使晶界區(qū)域的晶格缺位和空穴 減少，晶界自由能降低，從而達(dá)到晶界強(qiáng)化作用，延遲晶界上的裂紋形成。且其含量低 于0. 0005 %時(shí)作用不明顯，高于0. 0050 %時(shí)作用增加不明顯。本發(fā)明將B含量控制在 0. 00050-0. 0040%，提高了熱成形鋼的淬透性。
[0044] 氮[N]:易與Al、Ti、Nb、B等結(jié)合形成化合物，但過(guò)量的N會(huì)與B形成氮化硼，無(wú)法 發(fā)揮氮的作用，且增加變形時(shí)的裂紋源。因此[N]含量應(yīng)控制在0. 0040%以下，避免擴(kuò)大裂 紋源的數(shù)量。
[0045] 另外，為了進(jìn)一步改進(jìn)熱成形鋼的特性，除上述合金元素外，還可添加以下合金元 素的至少一種：
[0046] 鈮（Nb):對(duì)晶粒細(xì)化、相變行為、奧氏體中的碳富集和馬氏體的形核發(fā)揮著顯著 作用，提高鋼的抗氫致延遲斷裂能力。其含量低于〇. 02%時(shí)以上作用不明顯，高于0. 10% 時(shí)形成過(guò)多的碳氮化物使加工性能變差，并需提高加熱溫度。因此，Nb的含量應(yīng)控制在 0. 02-0. 10 %，細(xì)化了晶粒，提高了鋼的抗氫致延遲斷裂能力。
[0047] 鑰（Mo):能夠提高淬透性，細(xì)化奧氏體晶粒，抑制貝氏體轉(zhuǎn)變，降低鋼的氫致延遲 斷裂敏感性。其含量低于〇. 15%時(shí)難以起到上述作用，含量超過(guò)0.40%時(shí)以上作用不明 顯，且成本較高，因此，在本實(shí)施例中，控制Mo含量在0. 15-0. 40%之間，起到上述效果。
[0048] V :以細(xì)小的碳氮化物形式存在時(shí)能細(xì)化奧氏體晶粒，提高韌性，降低鋼的氫致延 遲斷裂敏感性；以固溶形式存在時(shí)，能提高淬透性，從而提高強(qiáng)度，適量加入可以改善性能， 高于0. 1%時(shí)易形成大顆粒碳氮化物，使韌塑性降低。因此，在本實(shí)施例中，V含量控制在 0. 1 %以下，起到上述辦法。
[0049] REM :形成的細(xì)小碳氮化物可有效細(xì)化奧氏體晶粒，為保證其的有效作用，其含量 控制在0. 05%以下。
[0050] 本發(fā)明提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，包括如下質(zhì)量百分比的化學(xué)成 分：C:0. 18 ?0· 30 %，Si 彡 0· 30 %，Μη:1· 00 ?1. 60 %，P 彡 0· 015 %，S 彡 0· 0020 %， Cr:0. 10 ?0· 30 %，Ti :0· 02 ?0· 06 %，Α1:0· 020 ?0· 060 %，Β:0· 0005 ?0· 0040 %， [Ν] < 0.004%，[0] < 0.003%，使得熱成形鋼的晶粒細(xì)致均勻，延伸率好，彎曲角度高，在 車(chē)輛碰撞時(shí)可以承受更大的變形，進(jìn)而吸收更多的能量，有效的實(shí)現(xiàn)了汽車(chē)車(chē)架或零部件 的輕量化，提高了車(chē)輛的安全系數(shù)。進(jìn)一步的在熱成形鋼中添加如下質(zhì)量百分比的化學(xué)成 分：Nb :0· 02 ?0· 10 %，Mo :0· 15-0. 40 %，V 彡 0· 10 %，W 彡 0· 40 %，REM 彡 0· 05 %，進(jìn)一 步的通過(guò)工藝和溫度等參數(shù)的控制，使得熱成形鋼的初始奧氏體平均晶粒尺寸控制在小于 10um，馬氏體比例大于等于98 %，使得其抗拉強(qiáng)度在1300-1800MPa，延伸率彡8 %，三點(diǎn)彎 曲角度>75°。得到的熱成形鋼組織結(jié)構(gòu)見(jiàn)圖1，圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一至實(shí)施方式六 提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的典型組織圖。
[0051] 實(shí)施方式二
[0052] 如圖2所示，圖2為本發(fā)明實(shí)施例二提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制 造方法的流程示意圖。
[0053] 步驟S10 :將鐵水進(jìn)行預(yù)處理后轉(zhuǎn)爐冶煉，經(jīng)合金化處理及精煉后連鑄成鑄坯。在 本實(shí)施例中，將鐵水通過(guò)KR脫硫預(yù)處理和全三脫轉(zhuǎn)爐冶煉工藝，控制鋼水中硫和磷等有害 元素的含量，并采用LF爐精煉處理，以便準(zhǔn)的控制鋼水中的各化學(xué)成分的含量，然后利用 連鑄機(jī)獲取所需要的鑄坯。
[0054] 通過(guò)上述方式獲得的鑄坯由如下質(zhì)量百分比的化學(xué)成分：C:0. 18?0.30%， Si 彡 0· 30%，Μη:1· 00 ?1. 60%，P 彡 0· 015%，S 彡 0· 0020%，Cr:0. 10 ?0· 30%，Ti : 0· 02?0· 06%，Α1:0· 020?0· 060%，Β:0· 0005?0· 0040%，[N]彡 0· 004%，[0]彡 0· 003% Nb :0· 02 ?0· 10%，Mo :0· 15-0. 40%，V 彡 0· 10%Κ 0· 40%，REM 彡 0· 05%，余量為 Fe 及不可避免夾雜物構(gòu)成。
[0055] 步驟S20 :將所述鑄坯加熱至1100°C?1250°C之間，并進(jìn)行保溫。在本實(shí)施例中， 鑄坯中存在添加的微量鈦，為了使微量鈦在加熱的過(guò)程中析出適量的TiN，將鑄坯加熱至 1100°C?1250°C之間的某個(gè)溫度并進(jìn)行保溫2. 8h-4h，使得鑄坯中穩(wěn)定的析出細(xì)小的TiN。
[0056] 步驟S30 :對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱軋?zhí)幚?，所述熱軋?zhí)幚戆▋呻A段，第一階段為粗 車(chē)L，第二階段為精軋，所述粗軋的粗軋壓下率小于所述精軋的精軋壓下率。在本實(shí)施例中， 熱軋采用粗軋與精軋兩階段控制進(jìn)行軋制。其中第一階段為粗軋，控制其粗軋壓下率大于 75%，主要通過(guò)動(dòng)態(tài)和道次間充分的靜態(tài)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體晶粒，進(jìn)而未在結(jié)晶區(qū)累積大 變形，第二階段為精軋，控制精軋壓下率大于85 %，且控制精軋過(guò)程中的溫度在820-890°C 之間，使得精軋的溫度在未再結(jié)晶溫度附近。
[0057] 步驟S40 :所述精軋結(jié)束后對(duì)所述鑄坯進(jìn)行冷卻處理。在本實(shí)施例中，為避免精軋 后晶粒的進(jìn)一步長(zhǎng)大，精軋結(jié)束至開(kāi)始冷卻的時(shí)間控制在1S內(nèi)，且冷卻速度控制在15°C /s 以上，其中冷卻處理為層流冷卻。
[0058] 步驟S50 :所述冷卻處理后進(jìn)行卷取，卷取過(guò)程的溫度控制在540°C _650°C之間。
[0059] 步驟S60 :將溫度在540°C _650°C之間的軋卷酸洗后進(jìn)行冷軋得到冷硬卷，控 制冷軋的總壓下率在50% -70%之間。在本實(shí)施例中，根據(jù)最終鋼厚度的要求，將溫度 在540°C _650°C之間的熱軋冷卻至室溫，卷酸洗后進(jìn)行冷軋?zhí)幚?，并控制冷軋總壓下率?50% -70%之間，使得晶粒內(nèi)部形成高儲(chǔ)能的變形帶，為后續(xù)再結(jié)晶退火提供驅(qū)動(dòng)力。
[0060] 步驟S70 :對(duì)所述冷軋卷進(jìn)行低溫臨界退火，得到退火卷。在本實(shí)施例中，為進(jìn)一 步控制退火后的晶粒大小，采用低溫臨界退火細(xì)化晶粒技術(shù)，根據(jù)帶鋼成分、規(guī)格、卷重等 指標(biāo)，通過(guò)控制加熱速率、加熱溫度及保溫時(shí)間，最終控制退火卷的平均晶粒尺寸小于8um。
[0061] 步驟S80 :將所述退火卷加工成零件料片，并將所述零件料片加熱至稍高于相變 溫度。在本實(shí)施例中，相變溫度不大于900°C，相變溫度為Ar3。
[0062] 步驟S90 :對(duì)加熱后的零件料片進(jìn)行熱壓成形處理，使得所述零件料片以大于 40°C /s的冷卻速度模壓淬火至小于等于200°C。在本實(shí)施例中，使得零件料片以60°C /s 的冷卻速度模壓淬火降至180°C。
[0063] 本發(fā)明的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，通過(guò)鑄坯加熱溫度控制在 1100?1250°C之間的較低溫度，并保溫2. 8h-4h，使得鑄坯的組織均勻，防止組織中奧氏體 晶粒的過(guò)度長(zhǎng)大；在熱軋工序中，采用先粗軋，后精軋的兩道工序，其中粗軋的壓下率大于 75%，精軋的壓下率大于85%，并控制精軋的溫度在820-890°C之間，使得粗軋過(guò)程中動(dòng)態(tài) 和道次間充分的靜態(tài)，奧氏體晶粒未在結(jié)晶區(qū)累積大變形，并且在精軋過(guò)程中奧氏體晶粒 內(nèi)形成高儲(chǔ)能的變形帶，抑制道次間部分再結(jié)晶，促進(jìn)多道次精軋階段的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和 應(yīng)變累積，獲得細(xì)小而均勻的奧氏體晶粒；而且通過(guò)控制精軋結(jié)束至冷卻開(kāi)始的時(shí)間為1S 內(nèi)，冷卻速度控制在15°C /s以上，卷曲溫度控制在540-650°C，避免了精軋后的奧氏體晶粒 進(jìn)一步長(zhǎng)大；另外，采用低溫臨界退火，控制了退火后晶粒大小，將零件料片加熱至相變溫 度，控制了熱成形鋼的奧氏體晶粒尺寸。通過(guò)以上方法和工藝，進(jìn)一步的提升了熱成形鋼的 延伸率和彎曲角度，在行變中吸收更多的能量，提高了車(chē)輛的安全性能，并實(shí)現(xiàn)了汽車(chē)車(chē)架 和零部件的輕量化。得到的熱成形鋼組織結(jié)構(gòu)見(jiàn)圖1，圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一至實(shí)施方式 六提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的典型組織圖。
[0064] 實(shí)施方式三
[0065] 將具有如實(shí)施方式一所述化學(xué)成分的板坯按照實(shí)施方式二的制造方法進(jìn)行熱軋 (詳細(xì)成分見(jiàn)表1)，其中加熱溫度為1220°c，粗軋總壓下率為84%，精軋總壓下率為91 %， 精軋溫度為860°C，在精軋結(jié)束時(shí)至開(kāi)始冷卻的時(shí)間段為0. 5s，冷卻速度20°C /s。并在 600°C時(shí)卷曲獲得熱軋卷，得到熱軋卷晶粒的平均尺寸為6um左右。將熱軋卷酸洗后冷軋至 1. 1mm，退火后平整獲得冷硬卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸為7. Oum左右。將冷硬卷剪切落料 后，加熱至880°C，并保溫4分鐘后轉(zhuǎn)移至壓機(jī)，進(jìn)行熱壓成型。最后以大于40°C /s的冷卻 速度模壓淬火至180°C，獲得熱成形零件。從熱成形零件取樣進(jìn)行組織、力學(xué)性能、三點(diǎn)彎 曲性能、抗延遲斷裂等檢測(cè)，其中三點(diǎn)彎曲檢測(cè)采用德國(guó)VDA238-100標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行測(cè)試，力學(xué) 性能采用A50(12. 5X50mm)試樣按DIN EN IS06892-1檢測(cè)，抗延遲斷裂測(cè)試按某高端車(chē)企 標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的方法進(jìn)行檢測(cè)：選取零件變形最大的區(qū)域，保持環(huán)境溫度在22°C ±2°C的區(qū)間 內(nèi)，在5% H2S04浸泡lOmin后漂洗干凈，1小時(shí)后觀察基體有無(wú)裂紋。并將數(shù)據(jù)記錄在表 2中。得到的熱成形鋼組織結(jié)構(gòu)見(jiàn)圖1，圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一至實(shí)施方式六提供的一種 汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的典型組織圖。
[0066] 實(shí)施方式四
[0067] 將具有如實(shí)施方式一所述化學(xué)成分的板坯按照實(shí)施方式二的制造方法進(jìn)行熱軋 (詳細(xì)成分見(jiàn)表1)，其中加熱溫度為1220°c，粗軋總壓下率為82%，精軋總壓下率為89%， 精軋溫度為850°C，在精軋結(jié)束時(shí)至開(kāi)始冷卻的時(shí)間段為0. 5s，冷卻速度25°C /s，并在 580°C時(shí)卷曲獲得熱軋卷，熱軋卷晶粒的平均尺寸為5. lum左右，將熱軋卷酸洗后冷軋至 1. 5mm，退火后平整獲得冷硬卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸6. Oum左右，將冷硬卷剪切落料后， 加熱至890°C，保溫4分鐘后轉(zhuǎn)移至壓機(jī)，進(jìn)行熱壓成型，最后以大于40°C /s的冷卻速度模 壓淬火至18〇1：，獲得熱成形零件。再按實(shí)施方式三所述方法進(jìn)行零件的相關(guān)檢測(cè)。并將觀 察到的數(shù)據(jù)記錄在表2中。得到的熱成形鋼組織結(jié)構(gòu)見(jiàn)圖1，圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一至實(shí) 施方式六提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的典型組織圖。
[0068] 實(shí)施方式五
[0069] 將具有如實(shí)施方式一所述化學(xué)成分的板坯按照實(shí)施方式二的制造方法進(jìn)行熱軋 (詳細(xì)成分見(jiàn)表1)，其中加熱溫度為1250°c，粗軋總壓下率為80%，精軋總壓下率為88%， 精軋溫度為880°C，在精軋結(jié)束時(shí)至開(kāi)始冷卻的時(shí)間段為0. 5s，冷卻速度18°C /s，并在 620°C時(shí)卷曲獲得熱軋卷，熱軋卷晶粒的平均尺寸為6. 3um左右，將熱軋卷酸洗后冷軋至 1. 6_，退火后平整獲得冷硬卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸為7. Sum左右，將冷硬卷剪切落料 后，加熱至900°C，保溫5分鐘后轉(zhuǎn)移至壓機(jī)，進(jìn)行熱壓成型，最后以大于40°C /s的冷卻速 度模壓淬火至180°C，獲得熱成形零件。再按實(shí)施方式三所述方法進(jìn)行零件的相關(guān)檢測(cè)。并 將觀察到的數(shù)據(jù)記錄在表2中。得到的熱成形鋼組織結(jié)構(gòu)見(jiàn)圖1，圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一 至實(shí)施方式六提供的一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的典型組織圖。
[0070] 實(shí)施方式六
[0071] 將具有如實(shí)施方式一所述化學(xué)成分的板坯按照實(shí)施方式二的制造方法進(jìn)行熱軋 (詳細(xì)成分見(jiàn)表1)，其中加熱溫度為1180°c，粗軋總壓下率為80%，精軋總壓下率為92%， 精軋溫度為850°C，精軋結(jié)束至開(kāi)始冷卻的時(shí)間為0. 5s，冷卻速度30°C /s，560°C卷曲獲得 熱軋卷，熱軋卷晶粒的平均尺寸5um，將熱軋卷酸洗后冷軋至1. 4mm，退火后平整獲得冷硬 卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸6. 4um，將冷硬卷剪切落料后，加熱至880°C，保溫4分鐘后轉(zhuǎn)移 至壓機(jī)，進(jìn)行熱壓成型，以大于40°C /s的冷卻速度模壓淬火至180°C，獲得熱成形零件。再 按實(shí)施方式三所述方法進(jìn)行零件的相關(guān)檢測(cè)。并將觀察到的數(shù)據(jù)記錄在表2中。得到的熱 成形鋼組織結(jié)構(gòu)見(jiàn)圖1，圖1為本發(fā)明實(shí)施方式一至實(shí)施方式六提供的一種汽車(chē)用高抗彎 性能熱成形鋼的典型組織圖。
[0072] 表1實(shí)施例的化學(xué)成分（重量，％ )
[0073]

【權(quán)利要求】
1. 一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，其特征在于，包括如下質(zhì)量百分比的化學(xué)成分： C:0. 18 ?0· 30%，Si 彡 0· 30%，Μη:1· 00 ?1. 60%，P 彡 0· 015%，S 彡 0· 0020%，Cr:0. 10 ? 0· 30%，Ti :0· 02 ?0· 06%，Α1:0· 020 ?0· 060%，Β:0· 0005 ?0· 0040%，[N]彡 0· 004%， [0] < 0. 003 %，余量為Fe及不可避免夾雜物。
2. 如權(quán)利要求1所述的汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，其特征在于，還包括如下質(zhì) 量百分比的化學(xué)成分：Nb :0· 02 ?0· 10%，Mo :0· 15-0. 40%，V 彡 0· 10%，W 彡 0· 40%， REM 彡 0· 05%。
3. 如權(quán)利要求1所述的汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼，其特征在于，所述熱成形鋼熱成 形前的奧氏體晶粒的平均尺寸彡l〇um，熱成形后馬氏體比例彡98%。
4. 一種汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，其特征在于：所述制造方法包括： 將鐵水進(jìn)行預(yù)處理后轉(zhuǎn)爐冶煉，經(jīng)合金化處理及精煉后連鑄成鑄坯； 將所述鑄坯加熱至1KKTC?1250°C之間，并進(jìn)行保溫； 對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱軋?zhí)幚?，所述熱軋?zhí)幚戆▋呻A段，第一階段為粗軋，第二階段為精 車(chē)L，所述粗軋的粗軋壓下率小于所述精軋的精軋壓下率； 所述精軋結(jié)束后對(duì)所述鑄坯進(jìn)行冷卻處理； 所述冷卻處理后進(jìn)行卷取，卷取過(guò)程的溫度控制在540°C _650°C之間； 將溫度在540°C _650°C之間的軋卷冷卻至常溫，酸洗后進(jìn)行冷軋得到冷硬卷，控制冷 軋的總壓下率在50% -70%之間； 對(duì)所述冷軋卷進(jìn)行低溫臨界退火，得到退火卷； 將所述退火卷加工成零件料片，并將所述零件料片加熱至稍高于Ar3相變溫度； 對(duì)加熱后的零件料片進(jìn)行熱壓成形處理，使得所述零件料片以大于40°C /s的冷卻速 度模壓淬火至小于等于200°C。
5. 如權(quán)利要求4所述的汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，其特征在于，所述并 進(jìn)行保溫包括對(duì)加熱至ll〇〇°C?1250°C之間的所述鑄坯保溫2. 8小時(shí)-4小時(shí)之間。
6. 如權(quán)利要求4所述的汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，其特征在于，所述粗 軋的粗軋壓下率小于所述精軋的精軋壓下率包括控制粗軋壓下率大于75%，精軋壓下率大 于 85 %。
7. 如權(quán)利要求4所述的汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，其特征在于，所述精 軋的溫度控制在820°C?890°C之間。
8. 如權(quán)利要求1至6任一項(xiàng)所述的汽車(chē)用高抗彎性能熱成形鋼的制造方法，其特征在 于，所述精軋結(jié)束后對(duì)所述鑄坯進(jìn)行冷卻處理包括控制所述精軋結(jié)束至冷卻開(kāi)始之間的時(shí) 間在1S內(nèi)，所述冷卻處理為層流冷卻，冷卻速度大于15°C /s。
【文檔編號(hào)】C22C33/04GK104195443SQ201410209907
【公開(kāi)日】2014年12月10日 申請(qǐng)日期:2014年5月19日 優(yōu)先權(quán)日:2014年5月19日
【發(fā)明者】李學(xué)濤, 朱國(guó)森, 滕華湘, 馮莉莉, 王彥超, 王海全, 李翔宇, 陳斌, 劉光明, 喬建軍 申請(qǐng)人:首鋼總公司