本發(fā)明屬于Q&P鋼件成形
技術(shù)領(lǐng)域：
，具體涉及一種通過二步法Q&P鋼將配分工藝和溫熱成形工藝同步進行的控制技術(shù)，從而實現(xiàn)不同區(qū)域力學性能梯度分布的高強度Q&P鋼件制備方法。
背景技術(shù)：
：為了實現(xiàn)汽車輕量化和安全性的技術(shù)目標，在車用鋼板方面，采用超高強度鋼板已成為汽車制造商、鋼鐵企業(yè)和各大科研院所共同努力的方向，相繼開發(fā)出第一代、第二代及第三代汽車鋼。Q&P鋼作為先進的第三代汽車鋼的一種，是2003年，研究者們在無碳化物貝氏體鋼的研究基礎(chǔ)上提出馬氏體鋼淬火+(碳)配分的熱處理工藝制得的，即將鋼由奧氏體化溫度淬火到Ms～Mf之間的某一溫度，再在此溫度或高于此溫度保溫，使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴散并使之穩(wěn)定化，最后二次淬火到室溫，得到由馬氏體和殘余奧氏體組成的，具有高強度和較好塑韌性的組織。那么，在該熱處理工藝中，當一次淬火溫度等于配分溫度時，稱為一步法Q&P工藝；當配分溫度高于一次淬火溫度時，稱為兩步法Q&P工藝。當前，關(guān)于Q&P鋼的制造方法已經(jīng)研究得很多，比如徐方毅等人《TRIP800鋼和熱成形鋼的Q&P工藝研究》指出將22MnB5鋼板材進行Q&P工藝處理，提出了一步和二步法的Q&P工藝，并未涉及熱成形，其中，二步法Q&P工藝中組織發(fā)生了明顯的回火轉(zhuǎn)變；常穎等人提出對于22MnB5鋼來說，沖壓成形時的載荷作用對22MnB5鋼馬氏體起始溫度Ms點的影響很敏感，當板材被加熱到高于Ms點溫度以上成形時，由于存在載荷作用，將會誘發(fā)奧氏體向馬氏體相變而提高Ms點，導(dǎo)致此條件下成形很難精確控制其馬氏體起始溫度和終止溫度，從而影響目標性能的獲得，其最佳成形溫度在700℃左右；馬寧等人提出根據(jù)CCT曲線，22MnB5需要不低于30℃/s的冷卻速率才能保證充分的馬氏體相變，獲得殘余奧氏體含量不超過5％的馬氏體組織結(jié)構(gòu)，因此，就硼鋼來說，二步法配分過程中進行成形很難避免其他雜相的形成；對于22MnB5鋼的Q&P工藝與熱成形工藝結(jié)合時，大多控制在Ms點以下溫度，比如中國專利公開號為：CN103394573A《一種基于Q&P一步法的熱沖壓成形工藝》中所描述的技術(shù)，是將板料在一步法Ms溫度以下進行熱沖壓，因為沖壓溫度較低，使得板料成形流動性差，摩擦系數(shù)大，造成模具損耗嚴重，也并未實現(xiàn)性能梯度分布的特征；段亞楠等人在《一種高強塑積熱沖壓成形用鋼的研究與開發(fā)》中所描述的技術(shù)，是將特定成分的板料通過調(diào)節(jié)其各相變點等溫度值，經(jīng)過奧氏體化的板料在降溫過程中成形，然后繼續(xù)降溫到Ms點以下發(fā)生動態(tài)碳配分，該技術(shù)中經(jīng)各種工藝條件下的鋼板性能差距很小，接近一致；王存宇等人提出Q&P工藝的奧氏體化保溫后，降溫過程中對鋼板進行熱成形，然后再在加熱爐中進行后續(xù)的配分處理，此加載除了對Ms點，繼而對配分過程的溫度控制有影響之外，因配分過程中沒有模具的約束，使得成形件得不到精確的形狀控制，同時鋼件也無法實現(xiàn)性能梯度分布。在汽車零部件的使用過程中，為了簡化焊裝等連接工藝，以及提高零部件的服役性能、整體性能等，研究者們提出了研制性能梯度分布的鋼件結(jié)構(gòu)；中國專利公開號為：CN105463307A《一種具有梯度組織的Q&P鋼及其制備方法》中所描述的技術(shù)，是通過增加滲碳工藝來實現(xiàn)組織梯度的特征，但工藝時間過長，不適于大規(guī)模批量生產(chǎn)；高強鋼梯度性能的實現(xiàn)當前大多集中于熱成形的淬火工藝，或通過差厚板工藝，比如中國專利公開號為：CN104668326A《一種高強度鋼材零部件性能梯度化分布的熱沖壓方法》中所描述的技術(shù)，是將熱沖壓鋼板奧氏體化加熱后迅速冷卻，再加熱至奧氏體化區(qū)域，進行沖壓，該技術(shù)存在二次加熱奧氏體化的情況，不利于生產(chǎn)效率的提高，而且二次奧氏體化不利于晶粒細化的組織獲得，也不符合Q&P的工藝特點；或通過在淬火過程中利用模具的選擇性冷卻工藝，將完全奧氏體化的組織結(jié)構(gòu)分解成馬氏體、珠光體、貝氏體等不同組織，來實現(xiàn)性能上的差別，屬于全模冷工藝。綜上，關(guān)于二步法Q&P工藝過程中如何通過設(shè)計新工藝而實現(xiàn)性能梯度，經(jīng)查新，尚未出現(xiàn)相關(guān)報道。技術(shù)實現(xiàn)要素：根據(jù)上述提出的技術(shù)問題，而提供一種性能梯度分布的高強度Q&P鋼件制備方法。本發(fā)明主要利用將加熱至奧氏體化溫度的板料保溫后降溫到Ms～Mf溫度之間并保溫，然后再將板料升溫到高于Ms點的配分溫度，利用具有恒溫區(qū)和冷卻區(qū)的模具對板料進行沖壓成形后，冷卻區(qū)直接淬火；恒溫區(qū)配分后脫模，再通過冷卻介質(zhì)對待用鋼件進行淬火，淬火過程中，不穩(wěn)定的奧氏體發(fā)生相變，穩(wěn)定的奧氏體殘留在鋼件中，最終獲得力學性能梯度分布的高強度Q&P鋼件。本發(fā)明采用的技術(shù)手段如下：一種性能梯度分布的高強度Q&P鋼件制備方法，其特征在于，包括如下步驟：S1、將低碳合金鋼制成待用鋼件，該低碳合金鋼的化學成分重量百分比為：C：0.1～0.51％；Si：0～2.0％；Mn：0～6.0％；Cr：0～1.1％；Ni：0～3.0％；V：0～0.2％；Mo：0～0.7％；Nb：0～0.05％；P≤0.015％；S≤0.005％；N≤0.006％；O≤30ppm；余量為Fe以及不可避免的雜質(zhì)；S2、將待用鋼件加熱至完全奧氏體化，保溫3～5分鐘，將完全奧氏體化的待用鋼件以預(yù)設(shè)的冷卻速率降溫至Ms-Mf溫度之間，保溫0-30s；S3、再次加熱待用鋼件至Ms點以上的配分溫度，利用具有恒溫區(qū)和冷卻區(qū)的模具對待用鋼件完成沖壓成形，其中，冷卻區(qū)在沖壓過程中對待用鋼件直接淬火，恒溫區(qū)對待用鋼件恒溫沖壓并配分，然后脫模，通過冷卻介質(zhì)對待用鋼件淬火至室溫，最終得到力學性能梯度分布的高強度Q&P鋼件。進一步地，所述步驟S2中的預(yù)設(shè)冷卻速率不低于5℃/s。進一步地，所述步驟S2中的降溫至Ms-Mf溫度之間的一次淬火溫度及保溫時間的設(shè)置以控制一次馬氏體含量不超過30％為界。進一步地，所述步驟S3中，冷卻區(qū)在沖壓過程中對待用鋼件進行淬火，獲得馬氏體微觀結(jié)構(gòu)；恒溫區(qū)在沖壓過程中對待用鋼件進行配分處理，保溫、保壓5～300s，再脫模，通過冷卻介質(zhì)對鋼件淬火到室溫，冷卻過程中有一部分奧氏體發(fā)生相變，最終獲得奧氏體含量不少于10％的亞穩(wěn)奧氏體和馬氏體的復(fù)合微觀結(jié)構(gòu)。進一步地，所述步驟S3中模具的冷卻區(qū)為具有水道或其他冷卻介質(zhì)的冷卻模具；所述模具的恒溫區(qū)可通過加熱元件或其他熱源維持恒溫的模具；所述模具的恒溫區(qū)脫模后可通過壓縮氣體或空冷等方式進行冷卻。較現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下優(yōu)點：1、Q&P工藝中加熱方式不需要開發(fā)特殊的加熱爐裝置，工業(yè)化容易實現(xiàn)。2、本發(fā)明雖然增加了分區(qū)模具的成本，但工業(yè)化生產(chǎn)效率高，不影響目前的生產(chǎn)流程。3、本發(fā)明在高于Ms溫度的配分過程沖壓，利于鋼板的流動性，減小摩擦系數(shù)，延長模具使用壽命，提高成形性。4、本發(fā)明加工的零部件，實現(xiàn)了高強度Q&P鋼件不同區(qū)域的力學性能梯度化，使得汽車在保證安全性的前提下提高局部區(qū)域的吸能效果，從而提高成形件整體的碰撞安全性。附圖說明為了更清楚地說明本發(fā)明實施例或現(xiàn)有技術(shù)中的技術(shù)方案，下面將對實施例或現(xiàn)有技術(shù)描述中所需要使用的附圖作一簡單地介紹，顯而易見地，下面描述中的附圖是本發(fā)明的一些實施例，對于本領(lǐng)域普通技術(shù)人員來講，在不付出創(chuàng)造性勞動性的前提下，還可以根據(jù)這些附圖獲得其他的附圖。圖1為本發(fā)明的制備方法流程示意圖。圖2為本發(fā)明的沖壓過程示意圖。圖3為本發(fā)明的一種具體實施方式，即具有性能梯度分布的Q&P工藝中高強鋼U型件示意圖及各區(qū)域?qū)?yīng)的力學性能，其中，A是經(jīng)恒溫沖壓/配分再淬火的部位；B是直接沖壓淬火的部位。具體實施方式為使本發(fā)明實施例的目的、技術(shù)方案和優(yōu)點更加清楚，下面將結(jié)合本發(fā)明實施例中的附圖，對本發(fā)明實施例中的技術(shù)方案進行清楚、完整地描述，顯然，所描述的實施例是本發(fā)明一部分實施例，而不是全部的實施例。基于本發(fā)明中的實施例，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員在沒有做出創(chuàng)造性勞動前提下所獲得的所有其他實施例，都屬于本發(fā)明保護的范圍。一種性能梯度分布的高強度Q&P鋼件制備方法，包括如下步驟(如圖1所示)：S1、將低碳合金鋼制成待用鋼件，該低碳合金鋼的化學成分重量百分比為：C：0.1～0.51％；Si：0～2.0％；Mn：0～6.0％；Cr：0～1.1％；Ni：0～3.0％；V：0～0.2％；Mo：0～0.7％；Nb：0～0.05％；P≤0.015％；S≤0.005％；N≤0.006％；O≤30ppm；余量為Fe以及不可避免的雜質(zhì)；S2、將待用鋼件加熱至完全奧氏體化，保溫3～5分鐘，將完全奧氏體化的待用鋼件以不低于5℃/s的冷卻速率降溫至Ms-Mf溫度之間，保溫0-30s，其溫度選取和保溫時間以控制一次馬氏體含量不超過30％為佳；S3、再次加熱待用鋼件至Ms點以上的配分溫度，利用具有恒溫區(qū)和冷卻區(qū)的模具對待用鋼件完成沖壓成形，如圖2所示其中，冷卻區(qū)在沖壓過程中對待用鋼件直接淬火；恒溫區(qū)對待用鋼件恒溫沖壓并配分，然后脫模，通過冷卻介質(zhì)對待用鋼件淬火至室溫，最終得到力學性能梯度分布的高強度Q&P鋼件。所述模具的冷卻區(qū)為具有水道或其他冷卻介質(zhì)的冷卻模具；所述模具的恒溫區(qū)可通過加熱元件或其他熱源維持恒溫的模具；所述模具的恒溫區(qū)脫模后可通過壓縮氣體或空冷等方式進行冷卻。實施例選取適于二步法Q&P工藝的合金鋼，待用鋼件其成分為：C為0.2％；Si為1.0％；Mn為5.0％；P和S控制在0.005％以下，其余是Fe。將待用鋼件加熱到850℃，保溫5分鐘，至待用鋼件獲得完全、均勻的奧氏體化組織。然后以10℃/s的冷卻速率降溫到Ms～Mf溫度之間，選取290℃，保溫2s，此時，形成的馬氏體含量不超過30％；然后待用鋼件升溫到500℃。利用具有分區(qū)的模具對板料進行沖壓成鋼件，一部分待用鋼件在冷卻模具中沖壓成形并淬火(B區(qū))；一部分待用鋼件在500℃恒溫區(qū)完成沖壓并配分過程，保溫、保壓30s后脫模，利用空冷方式淬火至室溫(A區(qū))。如圖3所示，解剖鋼件，對比不同區(qū)域鋼件的力學性能如表1：表1U型件具有性能梯度分布的力學性能力學性能/分區(qū)A區(qū)B區(qū)抗拉強度/MPa8651430延伸率/％178從表中可以看出，A區(qū)(通過恒溫沖壓/配分再淬火)和B區(qū)(沖壓后直接淬火)獲得了明顯的性能梯度，包括抗拉強度和延伸率都具有明顯差異。最后應(yīng)說明的是：以上各實施例僅用以說明本發(fā)明的技術(shù)方案，而非對其限制；盡管參照前述各實施例對本發(fā)明進行了詳細的說明，本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員應(yīng)當理解：其依然可以對前述各實施例所記載的技術(shù)方案進行修改，或者對其中部分或者全部技術(shù)特征進行等同替換；而這些修改或者替換，并不使相應(yīng)技術(shù)方案的本質(zhì)脫離本發(fā)明各實施例技術(shù)方案的范圍。當前第1頁1 2 3