一种热成形用钢及其制造方法与流程

1.本发明属于材料热处理技术领域，更具体地说，涉及一种热成形用钢及其制造方法。


背景技术：

2.当前汽车工业发展的主要方向是轻量化，为了降低汽车车体的质量，各汽车制造商一方面采用先进的结构设计技术，如液压成形、激光拼焊等，在保证车体结构安全性的前提下减少车身材料的使用量。另一方面通过改变车身材料的种类也可降低车身重量，如采用高强度钢板降低钢板厚度。热成形用钢热冲压成形后抗拉强度可以达到1500mpa，具有很好的减重效果，在汽车行业已经得到广泛应用。
3.热成形用钢多为含硼低合金超高强钢，热成形前基体组织为铁素体、珠光体或渗碳体，允许有少量贝氏体，屈服强度为280～630mpa，抗拉强度仅有400～800mpa，具有良好的塑性和低的强度；而热冲压成形工艺则是将板材加热到900～950℃，并保温3～10min以完全奥氏体化，后进行冲压、淬火处理，在形变过程后快速冷却至马氏体转变结束温度以下进行马氏体转变，获得高强度的部件，处理后，零件屈服强度可以达到1200mpa，抗拉强度可以达到1500mpa以上。目前广泛应用的冷轧及热轧(酸洗)热成形用钢热成形后零件的延伸率(a
80
)为5％以上，若能在保证零件强度的同时，进一步提高其塑性，对于改善汽车轻量化效果并提高安全性大有裨益。
4.经检索，专利cn110129670a公开了一种1300mpa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法，按重量百分比计，所述钢的化学成分为：c：0.20-0.25％，si：0.2-1.6％，al：0.02-1.6％，mn：1.0-4.0％，cr：0.1-0.5％，mo：0.1-0.5％，b：0.001-0.005％，s：≤0.01％，p：≤0.01％，n：≤0.01％，o：≤0.003％，ti、nb、v中的至少一种，其余为fe和不可避免夹杂；其中，1.0％≤al+si≤2.0％；所述ti含量为0.02-0.10％，所述nb含量为0.02-0.10％，所述v含量为0.02-0.15％；具有抗拉强度为1300-1700mpa，屈服强度rp0.2为800-1100mpa，延伸率a50为8-15％。其不足之处在于，si及mn元素含量较高，影响钢的焊接性能并增加回火脆性。
5.此外，专利cn111349771a公开了一种具有优异塑性的980mpa级冷轧q&p钢及其制造方法，钢的成分包括c：0.18-0.21％，si：1.4-1.6％，mn：1.8-2.1％，nb：0.04-0.06％，al：0.02-0.05％，p≤0.01％、s≤0.01％，余量为fe。该发明在热轧后增加一次罩退工艺，根据热力学平衡原理，渗碳体中mn含量必然远大于铁素体中mn含量，这会导致mn在热轧卷取时由铁素体晶体内向晶界fe3c中扩散，在后续冷轧退火过程中利于mn元素在奥氏体中富集稳定奥氏体，残余奥氏体含量由原工艺的8-10％提高到12-14％，材料塑性明显提高，强塑积可达到25gpa％。但其组分不含提高淬透性的合金元素，很难保证热成形工艺后钢的综合力学性能。


技术实现要素：

6.1.要解决的问题
7.针对现有热成形用钢塑性差的问题，本发明提供一种热成形用钢及其制造方法，制得的热成形用钢具有更高的塑性。
8.2.技术方案
9.为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：
10.本发明旨在提供一种热成形用钢及其制造方法。所述钢的主要化学成分质量百分数为：c：0.20％～0.35％，si：0.01％～0.50％，mn：0.50％～1.50％，p：≤0.02％，s：≤0.01％，al：0.02％～0.05％，cr：≤0.50％，b：0.002％～0.005％，ti+nb+v：0.05％～0.1％，mo：≤0.5％，其余为fe和不可避免的杂质。
11.c：提高热成形后基体马氏体的组织硬度，c含量过低则强度无法达到设计要求，同时，c的添加量不得超过0.35％，否则热成形后马氏体硬度过高，延伸率和冷弯性能无法满足要求，且对焊接性能带来不利影响。
12.si：铁素体形成元素，起到固溶强化的作用；能够阻碍渗碳体的析出，起到稳定奥氏体的作用；另一方面，硅含量过高，将引起钢板表面在退火过程中的选择性氧化，在加热过程中产生氧化铁皮，在热轧时，当氧化铁皮被压入板材表面，会使得板材的表面质量下降，造成材料的焊接困难、热镀锌困难和表层涂覆性差等。所以本发明si重量百分含量控制在0.01％～0.5％。
13.mn：通过固溶强化作用来提高铁素体基体的强度，增加mn元素含量能降低ac1和ac3温度，实现低温临界区退火；在低碳钢中加入mn元素的另外的一个作用就是使先共析铁素体析出线右移，这样使退火冷却过程中铁素体析出量较少，以保证最终显微组织中残余奥氏体含量。此外，mn具有稳定奥氏体的效果，能够使稳定度高的残余奥氏体形成。但mn含量过高会导致钢板带状组织严重，且成本较高，加工困难。所以本发明mn重量百分比含量控制在0.5％～1.5％。
14.cr、b能显著增加淬透性，含量不宜过高；mo可细化钢的晶粒，提高淬透性，nb、ti、v与c、n结合形成析出物，主要是用来细化奥氏体晶粒。
15.al：在冶炼时加入微量的铝可以进行脱氧，但过多的al会在连铸时阻塞喷嘴，增加连铸的难度，因此als含量宜控制在0.02％～0.05％。
16.p、s：为减少钢中有害杂质对钢的冲压性能的不良影响，严格控制钢中的p、s的含量。
17.本发明采用上述的化学成分，生产制造工艺流程为：
18.铁水预处理
→
转炉冶炼
→
合金微调站
→
lf炉精炼
→
rh真空脱气
→
连铸
→
热轧
→
平整
→
热轧卷
→
罩式退火
→
酸洗
→
(冷轧
→
连续退火)
→
落料
→
热成形工艺。
19.实际生产过程中，原料的选择在于客户对于成品厚度及表面质量的要求，若客户零件厚度较大，对原板表面质量要求不高，则可采用流程短成本低的热轧基料生产工序，若厚度相对较薄，且对原板表面质量要求高，则采用冷轧原料，生产工序中还包括冷轧和连续退火工艺。
20.本发明采用以上化学成分和工艺流程生产一种塑性更优异的热成形用钢的方法。工艺路径图如图1所示，具体实施方式如下：
21.(1)冶炼连铸工序：钢区采用“转炉冶炼
→
合金微调站
→
lf
→
rh
→
连铸机”流程开展冶炼；连铸生产铸坯采用缓冷或热装工艺，为保证铸坯质量投用动态轻压下和电磁搅拌系统；
22.(2)铸坯热连轧工序：铸坯加热温度1200～1260℃，保温2-3小时，由粗轧机进行5-7道次轧制，热轧至30-50mm中间坯，由热连轧机组进行7道次精轧，终轧温度850-920℃；
23.(3)卷取及冷却工序：热板轧至目标厚度后在610-680℃范围内进行卷取，空冷至室温，热轧卷最终组织为铁素体和珠光体，或含少量贝氏体；
24.(4)罩式退火工序：将热轧卷进罩式退火炉，采用ddq罩退工艺，然后冷却，冷却方式采用水冷+空冷；
25.(5)酸洗工序：将罩式退火后的热轧带钢经酸洗机组进行酸洗，去除表面氧化铁皮后，退火温度t满足ac1-50℃＜t＜ac1，其中，ac1温度经验公式：ac1(℃)＝723-10.7[mn]+29.1[si]，本发明中ac1温度范围为707～732℃，优选的，退火温度为热/冷点温度700/650℃，保温时间5～7h。通过对大量实验数据进行回归分析获得了根据钢的化学成分计算其ac1温度的经验公式，其中mn、ni、si、cr、as、w为对ac1影响较大的合金元素，但除mn和si外的其余合金元素或是价格高，难以控制成本，或是会降低材料的塑性，因此本发明选取mn和si作为确定ac1温度的主要因素，根据实际生产情况将退火温度设定为ac1-50℃＜t＜ac1，利用该方法制得的热成形用钢具有更高的塑性；
[0026]
(6)冷轧：冷轧压下率为50～65％，轧至目标厚度；
[0027]
(7)连续退火工序：将酸洗冷轧步骤处理好的钢板，加热至两相区进行退火：均热温度为740～800℃，保温时间为90～160s；以5～7℃/s的速度缓慢冷却至630～690℃后以不小于20℃/s的冷却速度快速冷却至340～400℃，过时效处理350～700s后冷至室温。
[0028]
(8)热成形工艺：加热温度850℃～900℃，加热时间2～5min；转移时间7～10s；保压时间4～10s；冷却速度≥25℃/s。
[0029]
本发明涉及的钢卷，热成形后最终获得组织为残余奥氏体含量5％-10％，其余为马氏体。
[0030]
本发明涉及的热成形用钢热轧(酸洗)基料满足：屈服强度320～630mpa，抗拉强度400～800mpa，延伸率(a
80
)≥20％。
[0031]
本发明涉及的热成形用钢冷轧基料满足：屈服强度280～450mpa，抗拉强度450～800mpa，延伸率(a
80
)≥20％。
[0032]
热成形工艺后1500mpa级热成形用钢满足：屈服强度950～1200mpa，抗拉强度≥1500mpa，延伸率(a
80
)≥8％。
[0033]
本发明的实验钢在热轧工序后，获得铁素体+珠光体组织，随后进入罩式退火炉进行较长时间退火处理(a
c1
温度以下保温4～5h)，此步骤可以将合金元素mn从固溶态向碳化物中扩散富集，获得富mn的碳化物组织，在随后的热成形工艺过程中，富mn碳化物形成富mn的奥氏体，mn元素可以起到稳定奥氏体的作用，淬火后进而获得较为稳定的残余奥氏体与马氏体复相组织，进一步地控制组织中的残余奥氏体含量为5-10％，在保证强度的同时，提高材料的塑性及延伸率。
[0034]
3.有益效果
[0035]
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
[0036]
(1)本发明通过调变组分及含量，配合工艺，选用罩式退火炉进行较长时间退火处理在a
c1
温度以下保温4～5h，控制组织中的残余奥氏体含量为5-10％，热成形工艺后1500mpa级热成形用钢满足：屈服强度950～1200mpa，抗拉强度≥1500mpa，延伸率(a
80
)≥8％；
[0037]
(2)本发明通过热处理技术改变热成形用钢基料组织形态，通过低温两相区退火，使得mn元素在奥氏体中富集，最终获得较为稳定的残余奥氏体，进而提高热成形用钢的塑性；
[0038]
(3)本发明未额外添加贵金属元素al、ni、mo等，无需更改钢种组成分，避免了因改变合金成分影响产品稳定性问题；
[0039]
(4)本发明无需对现有热成形工艺进行改造。
附图说明
[0040]
以下将结合附图和实施例来对本发明的技术方案作进一步的详细描述，但是应当知道，这些附图仅是为解释目的而设计的，因此不作为本发明范围的限定。此外，除非特别指出，这些附图仅意在概念性地说明此处描述的结构构造，而不必要依比例进行绘制。
[0041]
图1为本发明一种热成形用钢生产工艺方案示意图；
[0042]
图2为本发明用于热成形的热轧基料金相组织，包括铁素体和粒状珠光体；
[0043]
图3为本发明热轧热成形用钢热成形后sem组织，包括马氏体和残余奥氏体；
[0044]
图4为本发明用于热成形的冷轧钢板金相组织，包括铁素体和珠光体；
[0045]
图5为本发明冷轧热成形用钢热成形后sem组织，包括马氏体和残余奥氏体。
具体实施方式
[0046]
下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例。尽管这些示例性实施例被充分详细地描述以使得本领域技术人员能够实施本发明，但应当理解可实现其他实施例且可在不脱离本发明的精神和范围的情况下对本发明作各种改变。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。因此，本发明的范围仅由所附权利要求来限定。
[0047]
本发明热成形工艺后1500mpa级热成形用钢零件，其实施例的冶炼成分如表1所示。
[0048]
表1钢种a和b实际冶炼成分(质量百分比，％)
[0049]
钢种csimnpsalsnb+v+timocrba0.230.261.230.0120.00240.0470.03640.00280.1730.0022b0.220.251.220.0160.00220.0450.03780.00240.1700.0023
[0050]
对比例1-2及实施例1-4以a钢种为原料，其制备工艺如表1和表2所示，其中所述热成形用钢热轧基料的金相组织如图2所示，为铁素体和粒状珠光体；所述热成形用钢热轧基料的金相组织如图4所示，为铁素体和珠光体。
[0051]
表1实施例1-4热连轧和卷取生产工艺
[0052][0053]
表2实施例1-4罩式退火、酸洗冷轧和连续退火工艺
[0054][0055]
对比例3-4及实施例5-8以b钢种为原料，其制备工艺如表3和表4所示。
[0056]
表3实施例5-8热连轧和卷取生产工艺
[0057][0058]
表4实施例5-8罩式退火、酸洗冷轧和连续退火工艺
[0059][0060][0061]
其中，实施例1-4和实施例5-8采用罩式退火工艺，对比例1-2和对比例3-4不经过罩式退火工艺，生产出的冷轧、热轧热成形用钢的力学性能与残余奥氏体含量如表5所示。
[0062]
各实施例的生产的产品厚度为1.5mm，利用帕纳科xrd衍射仪检测残余奥氏体含量。
[0063]
热成形工艺前的力学性能如表5所示，热成形工艺后的力学性能与残余奥氏体含量如表6所示。
[0064]
表5实施例热成形工艺前的力学性能
[0065] 屈服强度(mpa)抗拉强度(mpa)延伸率(a
80
,％)基料状态对比例138857623.5冷轧对比例234649526.5热轧实施例140957922.0冷轧实施例239557721.5冷轧实施例335851225.5热轧实施例436249826.0热轧对比例338957521.0冷轧对比例435951124.5热轧实施例540858122.5冷轧实施例639357921.0冷轧实施例736351425.0热轧实施例835349726.5热轧
[0066]
表6实施例热成形工艺后的力学性能与残余奥氏体含量
[0067][0068][0069]
本发明的具有优异塑性的热成形用钢，热成形工艺后1500mpa级热成形用钢零件强度满足：屈服强度950～1200mpa，抗拉强度≥1500mpa，延伸率(a
80
)≥8％。
[0070]
由表1-4可知，通过采用热轧后罩式退火工艺可明显增加热成形用钢残余奥氏体含量，且退火保温时间越长，奥氏体含量越高。
[0071]
以上所述为本发明的较佳实施例。任何熟悉本专业的技术人员可能利用上述揭示的技术内容加以变更或改型为等同变化的等效实施例应用于其它领域，但是凡是未脱离本发明技术方案内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与改型，仍属于本发明技术方案的保护范围。

技术特征：
1.一种热成形用钢，其特征在于，所述钢的主要化学成分质量百分数为：c：0.20％～0.35％，si：0.01％～0.50％，mn：0.50％～1.50％，p：≤0.02％，s：≤0.01％，al：0.02％～0.05％，cr：≤0.50％，b：0.002～0.005％，ti+nb+v：0.05％～0.1％，mo：≤0.5％，其余为fe和不可避免的杂质，所述热成形用钢采用罩式退火工艺，退火温度t满足ac1-50℃＜t＜ac1，ac1为707～732℃。2.根据权利要求1所述一种热成形用钢，其特征在于，所述热成形用钢的屈服强度为950～1200mpa，抗拉强度≥1500mpa，延伸率(a
80
)≥8％。3.根据权利要求2所述一种热成形用钢，其特征在于，所述热成形用钢的组织中包含5％-10％残余奥氏体，其余为马氏体。4.一种制造权利要求1-3任一项所述热成形用钢的方法，其特征在于，包括以下步骤：(1)冶炼连铸工序：钢区采用“转炉冶炼
→
合金微调站
→
lf
→
rh
→
连铸机”流程开展冶炼；(2)铸坯热连轧工序；(3)卷取及冷却工序；(4)罩式退火工序；(5)酸洗工序；(6)热成形工艺。5.根据权利要求4所述一种热成形用钢的制造方法，其特征在于，步骤(2)中铸坯加热温度1200～1260℃，保温2-3小时，由粗轧机进行5-7道次轧制，热轧至30-50mm中间坯，由热连轧机组进行7道次精轧，终轧温度850-920℃；步骤(3)中热板轧至目标厚度后在610-680℃范围内进行卷取，空冷至室温；步骤(4)中将热轧卷进罩式退火炉，采用ddq罩退工艺，保温时间5～7h，然后冷却；步骤(5)中加热温度为850℃～900℃，加热时间为2～5min；转移时间7～10s；保压时间4～10s；冷却速度≥25℃/s。6.根据权利要求5所述一种热成形用钢的制造方法，其特征在于，热成形用钢热轧基料满足：屈服强度320～630mpa，抗拉强度400～800mpa，延伸率(a
80
)≥20％。7.根据权利要求6所述一种热成形用钢的制造方法，其特征在于，还包括冷轧工序和连续退火工序，位于卷取及冷却工序和热成形工艺之间。8.根据权利要求7所述一种热成形用钢的制造方法，其特征在于，冷轧工序中，冷轧压下率为50～65％，轧至目标厚度。9.根据权利要求8所述一种热成形用钢的制造方法，其特征在于，连续退火工序中，将酸洗冷轧工序处理好的钢板，加热至两相区进行退火：均热温度为740～800℃，保温时间为90～160s；以5～7℃/s的速度缓慢冷却至630～690℃后以不小于20℃/s的冷却速度快速冷却至340～400℃，过时效处理350～700s后冷却至室温。10.根据权利要求9所述一种热成形用钢的制造方法，其特征在于，热成形用钢冷轧基料满足：屈服强度280～450mpa，抗拉强度450～800mpa，延伸率(a
80
)≥20％。

技术总结
本发明公开了一种热成形用钢及其制造方法，属于材料热处理技术领域，钢的主要化学成分质量百分数为：C：0.20％～0.35％，Si：0.01％～0.50％，Mn：0.50％～1.50％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Al：0.02％～0.05％，Cr：≤0.50％，B：0.002％～0.005％，Ti+Nb+V：0.05％～0.1％，Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质，热成形用钢采用罩式退火工艺制备，退火温度T满足Ac1-50℃＜T＜Ac1，Ac1为707～732℃，制得的热成形用钢满足：屈服强度950～1200MPa，抗拉强度≥1500MPa，延伸率(A


技术研发人员：冷德平 肖洋洋 崔磊 谷海容 周世龙 邓宗吉
受保护的技术使用者：马鞍山钢铁股份有限公司
技术研发日：2023.03.31
技术公布日：2023/8/9