專利名稱：一種雙相熱成形鋼的制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于高強(qiáng)度汽車用鋼技術(shù)領(lǐng)域，特別是涉及一種雙相熱成形鋼及其制備方法。
背景技術(shù)：
隨著汽車工業(yè)的發(fā)展，節(jié)能減排已成為當(dāng)今世界共同關(guān)注的焦點。汽車輕量化是實現(xiàn)這一目標(biāo)的主要措施，且鋼板表面技術(shù)目前研究的熱點。通常情況下，抗拉強(qiáng)度大于IOOOMPa的超高強(qiáng)度汽車用鋼由于其強(qiáng)度高，塑性變形范圍很窄，成形性不好，而且所需的沖壓力大。在室溫下沖壓變形時，易開裂，成形后零件的回彈嚴(yán)重，導(dǎo)致零件的尺寸和形狀穩(wěn)定性變差，復(fù)雜形狀的零件沖壓成形更加困難。因此傳統(tǒng)的冷沖壓方法難以解決超高強(qiáng)度鋼板在汽車車身制造中遇到的問題。為此，世界各國投入大量的精力來開展超高強(qiáng)度鋼板熱沖壓成形技術(shù)的研究。熱沖壓成形工藝技術(shù)是把板料(多為硼合金鋼)放入均熱爐，加熱到900°C以上后保溫一段時間，使其完全奧氏體化后， 迅速送入帶有冷卻系統(tǒng)的模具內(nèi)進(jìn)行沖壓變形，成形后需要保壓一段時間使零件形狀尺寸趨于穩(wěn)定，期間模具接觸鋼板表面使變形和冷卻同時發(fā)生，保壓定型期間組織發(fā)生相變，由奧氏體轉(zhuǎn)變成均勻的馬氏體組織，從而得到超高強(qiáng)度的鋼板，抗拉強(qiáng)度可提高到初始值的 2. 5倍以上。目前，國內(nèi)外常用的熱成形高強(qiáng)鋼是22MnB5鋼，經(jīng)熱成形后的組織由非常硬的馬氏體組成，屈服強(qiáng)度彡lOOOMPa，抗拉強(qiáng)度彡1500MPa，延伸率在5%左右，多用在汽車的A/B/ C柱、保險杠、車門防撞桿等對碰撞要求較高的部件上。該類鋼板要得到以上性能必須將鋼板加熱到奧氏體區(qū)進(jìn)行完全奧氏體化過程，在隨后的冷卻過程中，由奧氏體轉(zhuǎn)變成非常硬的馬氏體組織才行。在奧氏體化過程中，由于溫度較高，表面氧化嚴(yán)重，損壞了鋼板的表面質(zhì)量，為后續(xù)的表面處理工序增加了難度。因此，如何改善熱成形高強(qiáng)鋼板的表面質(zhì)量成為熱成形技術(shù)中亟待解決的問題之一。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種雙相熱成形鋼的制備方法，熱成形時加熱溫度低，減輕表面氧化，且熱成形后組織為鐵素體+馬氏體雙相組織。根據(jù)上述目的，本發(fā)明所采取的整體技術(shù)路線是
(1)通過控制C元素含量，來保證足夠的強(qiáng)度；
(2)加入適量的Al元素，擴(kuò)大奧氏體+鐵素體兩相區(qū)。(3)加入適量的Mn元素，穩(wěn)定奧氏體，提高淬透性，使在較低的冷速下得到一定比例的馬氏體組織。(4)通過控制P、S等雜質(zhì)元素，確保鋼板純凈度，有利于提高延伸率。本發(fā)明鋼的主要成分質(zhì)量百分含量為:C :0. Γθ. 5%、Si :0. 3-2. 5%、Μη :1. 0 3· 0%、 Al :1. 0-3. 0%、P :<0. 02%、S :<0. 01%、N :<0. 01%，余量為鐵及不可避免雜質(zhì)。
本發(fā)明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120(Tl25(TC，保溫0. 5 1. 5小時，終軋溫度為80(T90(TC，卷取溫度為600^700°C ； 熱成形工藝為加熱溫度為75(T850°C，優(yōu)選加熱溫度為78(T850°C，保溫3-8min，以大于 400C /s的速度冷至室溫。可得到表面質(zhì)量良好的熱成形鋼板，其組織為馬氏體+鐵素體的雙相組織。本發(fā)明合金成分設(shè)計的理由及各元素的配比依據(jù)如下
C:重要的固溶強(qiáng)化元素，對淬火馬氏體組織的強(qiáng)度起到?jīng)Q定性的作用。并且C還是奧氏體穩(wěn)定化元素，強(qiáng)烈降低Ms點，使成形后組織保存有一定量的殘余奧氏體，提高塑性。因此，為了保證強(qiáng)度和塑性，C含量控制在0. Γ0. 5%。Si 鐵素體的固溶強(qiáng)化元素，也是強(qiáng)有效的抑制碳化物析出元素，可以加速碳向奧氏體偏聚，穩(wěn)定奧氏體。Si含量低時，達(dá)不到以上要求；高時，會導(dǎo)致塑韌性下降。因此，Si 含量應(yīng)控制在0. 3 2. 5%。Mn 穩(wěn)定奧氏體元素，能夠降低殘余奧氏體的Ms溫度。而且，Mn可提高淬透性，提高加工硬化性能，Mn含量過低時，組織中難于形成足夠量的馬氏體，強(qiáng)化效果減弱，過高會導(dǎo)致有害的帶狀組織的形成。因此，Mn含量控制在廣3%。Al 能夠強(qiáng)烈提高A3點，明顯擴(kuò)大奧氏體+鐵素體兩相區(qū)，在熱成形過程中，保證在高溫加熱保溫過程中仍處于兩相區(qū)，成形后保留部分鐵素體組織，提高塑性。并且Al可以有效抑制碳化物析出，穩(wěn)定殘余奧氏體中的C含量，保證殘余奧氏體的穩(wěn)定性，有利于塑性的提高。因此，Al含量控制在廣3%。P:有害元素，在奧氏體晶界容易形成微觀偏析，使鋼的脆性顯著提高，破壞沖擊韌性。因此，P含量應(yīng)控制在0. 02%以下。S 不可避免的雜質(zhì)元素，容易與Mn結(jié)合形成MnS夾雜物，并在晶界偏析，對鋼的延伸、沖擊韌性及熱加工都十分不利。因此，S含量應(yīng)控制在0. 01%以下。N:與Al等結(jié)合成氮化物，從而細(xì)化晶粒，但過高也會偏聚晶界而降低晶界強(qiáng)度。 因此，N含量控制在0. 01%以下。本發(fā)明的優(yōu)點在于與傳統(tǒng)的22ΜηΒ5鋼相比，本發(fā)明鋼在熱成形加熱溫度低，減少表面氧化，提高表面質(zhì)量，且熱成形后鋼板的組織為馬氏體和鐵素體雙相組織，有利于提
高塑性。


圖1(a)熱軋工藝示意圖1(b)熱成形工藝模擬示意圖； 圖2本發(fā)明實施例的顯微組織。
具體實施例方式本發(fā)明的實施例化學(xué)成分如表1所示，冶煉后鑄坯鍛造成尺寸為40mm(厚)X70mm (寬)X 80mm (長)坯料。坯料經(jīng)過1200°C均熱1小時，經(jīng)多道次熱軋成4. Omm厚鋼板，控制終軋溫度為880°C，水冷至680°C，放入保溫爐保溫Ih后隨爐冷卻，以模擬卷取過程，如圖 1 (a)所示。
權(quán)利要求
1.一種雙相熱成形鋼的制造方法，其特征在于該鋼的主要化學(xué)成分質(zhì)量百分比為C: 0. Γο. 5%、Si :0. 3-2. 5%、Mn 1. 0 3· 0%、Al 1. 0-3. 0%、P <0. 02%、S <0. 01%、N <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120(T125(TC，保溫0. 5 1. 5小時，終軋溫度為80(T90(TC，卷取溫度為 600^7000C ；熱成形工藝為加熱溫度為75(T850°C，保溫3-8min，以大于40°C /s的速度冷至室溫ο
2.如權(quán)利要求1所述雙相熱成形鋼的制造方法，其特征在于，熱成形工藝中的加熱溫度為78(T850°C，處于奧氏體和鐵素體兩相區(qū)。
全文摘要
本發(fā)明提供一種雙相熱成形鋼的制備方法，屬于汽車用高強(qiáng)鋼技術(shù)領(lǐng)域。該鋼的成分質(zhì)量百分含量為C0.1~0.5%、Si0.3-2.5%、Mn1.0~3.0%、Al1.0-3.0%、P<0.02%、S<0.01%、N<0.01%，余量為鐵及不可避免雜質(zhì)。生產(chǎn)工藝為冶煉→熱軋，熱軋后進(jìn)行熱成形工藝模擬。控制的工藝參數(shù)為熱軋板坯加熱至1200~1250℃，保溫0.5~1小時，終軋溫度800~900℃，卷取溫度600~700℃。熱成形工藝為加熱溫度為750~850℃，保溫5min，以大于40℃/s的速度冷至室溫。本發(fā)明采用Al微合金化處理，與傳統(tǒng)的熱成形錳硼鋼比較，優(yōu)點在于1)熱成形加熱溫度低，減輕表面氧化；2)熱成形后組織為鐵素體+馬氏體雙相組織。
文檔編號C21D8/02GK102286689SQ20111025934
公開日2011年12月21日 申請日期2011年9月2日 優(yōu)先權(quán)日2011年9月2日
發(fā)明者程俊業(yè), 蘇嵐, 趙愛民, 陳銀莉, 靳海亮 申請人:北京科技大學(xué)