汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法

汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法
【专利摘要】本发明属于轧钢【技术领域】，特别涉及一种汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法，其微量元素质量百分比：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％。其制造方法为低温加热铸坯、两阶段控制轧制，快速冷却，低温卷取，经冷轧及低温临界退火制备钢卷，剪切制备零件料片、热压成型。本发明通过上述制造方法细化钢晶粒，提高钢的塑性与韧性，使其在变形中吸收更多能量，提高汽车安全性能。
【专利说明】汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法

【技术领域】
[0001] 本发明属于轧钢【技术领域】，特别涉及一种汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方 法。

【背景技术】
[0002] 随着汽车产业的不断发展、科技的不断进步以及人们对于汽车轻量化和安全性的 要求越来越高，对构成汽车的钢板性能的要求也随之提高。
[0003] 目前，在汽车车身及汽车零件上大量应用高强度及超高强度钢板可以实现汽车轻 量化的要求，但随着钢板强度的增加，尤其对于lOOOMPa以上的超高强度钢板来说，其冲压 成形性能迅速下降，模具磨损严重。在冷冲压成形时易发生开裂及回弹严重的不良现象，尤 其是成形复杂形状的零件时。而采用钢板的热冲压成形技术可有效缓解上述问题，其过程 为将钢板加热至奥氏体对应的温度区间，利用钢板在高温下塑性增加和变形抗力减小等特 点，在装有冷却系统的模具中快速成形，即在保压状态下通过设置在模具内的冷却系统淬 火冷却，以获得超高强度零件，并保证了零件的形状及尺寸精度。通过上述过程描述的热冲 压成形技术解决了传统冷成形工艺中高强度钢成形困难、回弹严重及形状不良等难题，广 泛应用在汽车保险杠、防撞杆、A B C柱及中通道等结构安全件的制造中。
[0004] 专利号200810112020. 2 -种热成型马氏体钢，该钢的主要化学成分组成（重 量％ )为：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%，余为 Fe 及不可避免的不纯物。其 抗拉强度为1. 3-1. 7GPa，延伸率高于15 %的热成型马氏体钢，主要通过添加0. 50-2. 30% 的Si，在热成形工序中马氏体转变前采用缓冷工艺，获得一定量残余奥氏体的方法，提高 延伸率。然而此方法热成形时工艺控制难度大，生产效率低。
[0005] 专利号201110269388. 1 -种汽车用高强韧性热成形钢板的热处理方法，将成分 质量百分含量为：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%，余量为铁及不可避免杂质的热成形用钢板在冲压成形后放入退火炉内；在100? 500°C范围内，进行1?lOmin的回火处理；将回火处理后钢板取出退火炉，在空气中自然冷 却到室温。此发明在传统热成形钢的基础上，通过回火的方法消除钢板快速冷却产生的内 应力和软化马氏体组织，进而改善高强韧性钢的韧性，但是其强度也有较为明显的降低。
[0006] 专利号201110259342. 1 -种双相热成形钢的制备方法，该钢的主要化学成分质 量百分比为：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 %，余量为铁及不可避免杂质；制造方法为：首先根据化学 成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热，加热温度为1200?1250°C，保温0. 5?1. 5小 时，终轧温度为800?900°C，卷取温度为600?700°C ;热成形工艺为：加热温度为750? 850°C，保温3?8min，以大于40°C /s的速度冷至室温，主要通过设置热成行工艺的加热温 度为780-850°C，进而使得成形钢处于奥氏体和铁素体对应的两个相区，快速冷却即可获得 由铁素体和马氏体构成的双相组织。通过此方法虽使得成形后的钢板塑性增加，但强度大 幅降低。
[0007] 另外，目前广泛应用在汽车的热成形钢，经热成形淬火冷却后，并全部转变为马氏 体组织后，其强度可达1500MPa左右，而延伸率A50在5-7%，三点弯曲角度一般在65度 以下，且随着马氏体钢强度的提高，氢致延迟断裂的敏感性提高，氢致延迟断裂的敏感性提 高。随着对汽车安全性能要求继续提高，要求热成形钢在保证强度的同时具有更好的韧性 及抗延迟断裂性能。
[0008] 因此，亟需一种汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法。


【发明内容】

[0009] 本发明所要解决的技术问题是提供一种汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方 法，以实现细化热成形钢的奥氏体晶粒，提高延伸率、抗拉强度及三点弯曲角度，进而实现 汽车车架及汽车零部件的轻量化。
[0010] 为解决上述技术问题，本发明提供了一种汽车用高抗弯性能热成形钢，包括如下 质量百分比的化学成分：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 %，余量为Fe及不可避免夹杂物。
[0011] 进一步，还包括如下质量百分比的化学成分：Nb :0. 02?0. 10 %，Mo : 0· 15-0. 40%，V 彡 0· 10%，W 彡 0· 40%，REM 彡 0· 05%。
[0012] 进一步，所述热成形钢热成形前的-奥氏体的平均晶粒尺寸彡l〇um，热成形后马 氏体比例彡98%。
[0013] 本发明提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢，通过优化热成形钢的化学成分 比例，细化钢的奥氏体晶粒，提高钢的塑性和韧性；同时进一步添加规定质量百分比的Nb、 Mo、V、W及REM微量元素，进一步的细化钢的奥氏体晶粒，提高钢的塑性和韧性。
[0014] 本发明还提供一种汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，所述制造方法包括：
[0015] 将铁水进行预处理后转炉冶炼，经合金化处理及精炼后连铸成铸坯；
[0016] 将所述铸坯加热至1100°C?1250°C之间，并进行保温；
[0017] 对所述铸坯进行热轧处理，所述热轧处理包括两阶段，第一阶段为粗轧，第二阶段 为精轧，所述粗轧的粗轧压下率小于所述精轧的精轧压下率；
[0018] 所述精轧结束后对所述铸坯进行冷却处理；
[0019] 所述冷却处理后进行卷取，卷取过程的温度控制在540°C _650°C之间；
[0020] 将温度在540°C _650°C之间的轧卷冷却至常温，酸洗后进行冷轧得到冷硬卷，控 制冷轧的总压下率在50% -70%之间；
[0021] 对所述冷轧卷进行低温临界退火，得到退火卷；
[0022] 将所述退火卷加工成零件料片，并将所述零件料片加热至稍高于Ar3相变温度；
[0023] 对加热后的零件料片进行热压成形处理，使得所述零件料片以大于40°C /s的冷 却速度模压淬火至小于等于200°C。
[0024] 进一步的，所述并进行保温包括对加热至1KKTC?1250°C之间的所述铸坯保温 2. 8小时-4小时之间。
[0025] 进一步的，所述粗轧的粗轧压下率小于所述精轧的精轧压下率包括控制粗轧压下 率大于75%，精轧压下率大于85%。
[0026] 进一步的，所述精轧的温度控制在820°C?890°C之间。
[0027] 进一步的，所述精轧结束后对所述铸坯进行冷却处理包括控制所述精轧结束至冷 却开始之间的时间在1S内，所述冷却处理为层流冷却，冷却速度大于15°C /s。
[0028] 相对于现有技术，本发明提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，通 过铸坯加热温度控制在1100?1250°C之间的较低温度，并保温2. 8h-4h，使得铸坯的组织 均匀，防止组织中奥氏体晶粒的过度长大；在热轧工序中，采用先粗轧，后精轧的两道工序， 其中粗轧的压下率大于75%，精轧的压下率大于85%，并控制精轧的温度在820-890°C之 间，使得粗轧过程中动态和道次间充分的静态，奥氏体晶粒未在结晶区累积大变形，并且在 精轧过程中奥氏体晶粒内形成高储能的变形带，抑制道次间部分再结晶，促进多道次精轧 阶段的亚动态再结晶和应变累积，获得细小而均匀的奥氏体晶粒；而且通过控制精轧结束 至冷却开始的时间为1S内，冷却速度控制在15°C /s以上，卷曲温度控制在540-650°C，避 免了精轧后的奥氏体晶粒进一步长大；另外，采用低温临界退火，控制了退火后晶粒大小， 将零件料片加热至稍高于其相变温度，控制了热成形钢的奥氏体晶粒尺寸。通过以上方法 和工艺，进一步的提升了热成形钢的延伸率和弯曲角度，在变形中吸收更多的能量，提高了 车辆的安全性能，并实现了汽车车架和零部件的轻量化。

【专利附图】

【附图说明】
[0029] 为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所 需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施 例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获 得其他的附图。
[0030] 图1为本发明实施方式一至实施方式六提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢 的典型组织图；
[0031] 图2为本发明实施方式二提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法的 流程示意图。

【具体实施方式】
[0032] 下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完 整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于 本发明中的实施例，本领域普通技术人员所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的 范围。
[0033] 实施方式一
[0034] 本发明提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢，包括如下质量百分比的化学成 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%，余量为Fe及不可避免夹杂物。另外，还添加有如下质 量百分比的化学成分：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):固溶强化元素，对钢板的强度起决定作用。为使热成形钢的抗拉强度 达到1300MPa以上，C含量需达到0. 18%以上，并且随着碳含量的提高，冷加工困难，焊接性能 恶化。故将C含量控制在0. 18-0. 30%，在保证热成形钢的抗拉强度的同时降低加工难度。
[0036] 硅（Si):固溶强化元素，能抑制碳化物的析出，但随着Si含量的提高，会使得加热 温度提高，在本实施例中，Si的上限含量设定为0. 3%。因为过度降低Si含量会增加制造 成本，所以本发明将Si含量控制在0. 30%以下。
[0037] 锰（Μη):奥氏体稳定化元素，推迟珠光体及贝氏体的转变，扩大γ相区，显著提高 钢的淬透性。但随着Μη含量提高使热成形钢的韧性和塑性均降低。因此，本发明将Μη含 量控制在1. 00-1. 60%，在保证热成形钢淬透性的同时保持一定的韧性和塑性。
[0038] 磷（Ρ):固溶强化元素，但Ρ易在晶界偏析，使钢的脆性尤其是低温脆性显著增大， 同时提高了氢致延迟断裂的敏感性，因此尽量降低Ρ的含量，考虑到人工除去Ρ的成本，Ρ含 量应控制在0. 015%以下，使得热成形钢脆性偏小且氢致延迟断裂的敏感性较低。
[0039] 硫（S):显著影响钢板的热脆性能，恶化热冲压成形性能，降低钢的韧塑性，并使 氢致延迟断裂敏感性升高，考虑到人工除去S的成本，S含量应控制在0. 002%以下。
[0040] 铝（Α1):用作炼钢时的脱氧剂，减少钢中氧化物夹杂、纯净钢质，细化晶粒，提高 韧性，特别是降低了钢的脆性转变温度。含量低于0.015%时作用不明显，高于0.06%易形 成粗大的氧化铝夹杂，恶化钢的韧性。因此本发明将Alt含量控制在0. 020-0. 060%之间， 保证热成形钢处在韧性高对应的铝含量区间内。
[0041] 铬（Cr):有效提高钢的淬透性，提高钢的强度和韧性，并防止高温表面氧化。但过 高的Cr含量会增加贝氏体形成。因此，本发明将Cr含量控制在0. 10-0. 30%，保证了热成 形钢处在强度及韧性高对应的铬含量区间内。
[0042] 钛（Ti):添加 Ti以便固定杂质元素0和N等，从而使B处于固溶态，并偏聚于晶界 以发挥其作用，且形成的碳氮化合物可有效地抑制加热时奥氏体晶粒的长大，细化晶粒，， 提高钢板的强度和韧性，降低氢致延迟断裂的敏感性。但钛高于〇. 10%时易形成块状氮化 物，使韧塑性降低。因此，本发明Ti含量控制在0. 02-0. 06%，基本避免了块状氯化物的形 成，保证了热成形钢的韧性与塑性。
[0043] 硼（B):有效提高钢的淬透性，易偏集于晶界上，使晶界区域的晶格缺位和空穴 减少，晶界自由能降低，从而达到晶界强化作用，延迟晶界上的裂纹形成。且其含量低 于0. 0005 %时作用不明显，高于0. 0050 %时作用增加不明显。本发明将B含量控制在 0. 00050-0. 0040%，提高了热成形钢的淬透性。
[0044] 氮[N]:易与Al、Ti、Nb、B等结合形成化合物，但过量的N会与B形成氮化硼，无法 发挥氮的作用，且增加变形时的裂纹源。因此[N]含量应控制在0. 0040%以下，避免扩大裂 纹源的数量。
[0045] 另外，为了进一步改进热成形钢的特性，除上述合金元素外，还可添加以下合金元 素的至少一种：
[0046] 铌（Nb):对晶粒细化、相变行为、奥氏体中的碳富集和马氏体的形核发挥着显著 作用，提高钢的抗氢致延迟断裂能力。其含量低于〇. 02%时以上作用不明显，高于0. 10% 时形成过多的碳氮化物使加工性能变差，并需提高加热温度。因此，Nb的含量应控制在 0. 02-0. 10 %，细化了晶粒，提高了钢的抗氢致延迟断裂能力。
[0047] 钥（Mo):能够提高淬透性，细化奥氏体晶粒，抑制贝氏体转变，降低钢的氢致延迟 断裂敏感性。其含量低于〇. 15%时难以起到上述作用，含量超过0.40%时以上作用不明 显，且成本较高，因此，在本实施例中，控制Mo含量在0. 15-0. 40%之间，起到上述效果。
[0048] V :以细小的碳氮化物形式存在时能细化奥氏体晶粒，提高韧性，降低钢的氢致延 迟断裂敏感性；以固溶形式存在时，能提高淬透性，从而提高强度，适量加入可以改善性能， 高于0. 1%时易形成大颗粒碳氮化物，使韧塑性降低。因此，在本实施例中，V含量控制在 0. 1 %以下，起到上述办法。
[0049] REM :形成的细小碳氮化物可有效细化奥氏体晶粒，为保证其的有效作用，其含量 控制在0. 05%以下。
[0050] 本发明提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢，包括如下质量百分比的化学成 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%，使得热成形钢的晶粒细致均匀，延伸率好，弯曲角度高，在 车辆碰撞时可以承受更大的变形，进而吸收更多的能量，有效的实现了汽车车架或零部件 的轻量化，提高了车辆的安全系数。进一步的在热成形钢中添加如下质量百分比的化学成 分：Nb :0· 02 ?0· 10 %，Mo :0· 15-0. 40 %，V 彡 0· 10 %，W 彡 0· 40 %，REM 彡 0· 05 %，进一 步的通过工艺和温度等参数的控制，使得热成形钢的初始奥氏体平均晶粒尺寸控制在小于 10um，马氏体比例大于等于98 %，使得其抗拉强度在1300-1800MPa，延伸率彡8 %，三点弯 曲角度>75°。得到的热成形钢组织结构见图1，图1为本发明实施方式一至实施方式六 提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的典型组织图。
[0051] 实施方式二
[0052] 如图2所示，图2为本发明实施例二提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的制 造方法的流程示意图。
[0053] 步骤S10 :将铁水进行预处理后转炉冶炼，经合金化处理及精炼后连铸成铸坯。在 本实施例中，将铁水通过KR脱硫预处理和全三脱转炉冶炼工艺，控制钢水中硫和磷等有害 元素的含量，并采用LF炉精炼处理，以便准的控制钢水中的各化学成分的含量，然后利用 连铸机获取所需要的铸坯。
[0054] 通过上述方式获得的铸坯由如下质量百分比的化学成分：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%，余量为 Fe 及不可避免夹杂物构成。
[0055] 步骤S20 :将所述铸坯加热至1100°C?1250°C之间，并进行保温。在本实施例中， 铸坯中存在添加的微量钛，为了使微量钛在加热的过程中析出适量的TiN，将铸坯加热至 1100°C?1250°C之间的某个温度并进行保温2. 8h-4h，使得铸坯中稳定的析出细小的TiN。
[0056] 步骤S30 :对所述铸坯进行热轧处理，所述热轧处理包括两阶段，第一阶段为粗 车L，第二阶段为精轧，所述粗轧的粗轧压下率小于所述精轧的精轧压下率。在本实施例中， 热轧采用粗轧与精轧两阶段控制进行轧制。其中第一阶段为粗轧，控制其粗轧压下率大于 75%，主要通过动态和道次间充分的静态再结晶细化奥氏体晶粒，进而未在结晶区累积大 变形，第二阶段为精轧，控制精轧压下率大于85 %，且控制精轧过程中的温度在820-890°C 之间，使得精轧的温度在未再结晶温度附近。
[0057] 步骤S40 :所述精轧结束后对所述铸坯进行冷却处理。在本实施例中，为避免精轧 后晶粒的进一步长大，精轧结束至开始冷却的时间控制在1S内，且冷却速度控制在15°C /s 以上，其中冷却处理为层流冷却。
[0058] 步骤S50 :所述冷却处理后进行卷取，卷取过程的温度控制在540°C _650°C之间。
[0059] 步骤S60 :将温度在540°C _650°C之间的轧卷酸洗后进行冷轧得到冷硬卷，控 制冷轧的总压下率在50% -70%之间。在本实施例中，根据最终钢厚度的要求，将温度 在540°C _650°C之间的热轧冷却至室温，卷酸洗后进行冷轧处理，并控制冷轧总压下率在 50% -70%之间，使得晶粒内部形成高储能的变形带，为后续再结晶退火提供驱动力。
[0060] 步骤S70 :对所述冷轧卷进行低温临界退火，得到退火卷。在本实施例中，为进一 步控制退火后的晶粒大小，采用低温临界退火细化晶粒技术，根据带钢成分、规格、卷重等 指标，通过控制加热速率、加热温度及保温时间，最终控制退火卷的平均晶粒尺寸小于8um。
[0061] 步骤S80 :将所述退火卷加工成零件料片，并将所述零件料片加热至稍高于相变 温度。在本实施例中，相变温度不大于900°C，相变温度为Ar3。
[0062] 步骤S90 :对加热后的零件料片进行热压成形处理，使得所述零件料片以大于 40°C /s的冷却速度模压淬火至小于等于200°C。在本实施例中，使得零件料片以60°C /s 的冷却速度模压淬火降至180°C。
[0063] 本发明的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，通过铸坯加热温度控制在 1100?1250°C之间的较低温度，并保温2. 8h-4h，使得铸坯的组织均匀，防止组织中奥氏体 晶粒的过度长大；在热轧工序中，采用先粗轧，后精轧的两道工序，其中粗轧的压下率大于 75%，精轧的压下率大于85%，并控制精轧的温度在820-890°C之间，使得粗轧过程中动态 和道次间充分的静态，奥氏体晶粒未在结晶区累积大变形，并且在精轧过程中奥氏体晶粒 内形成高储能的变形带，抑制道次间部分再结晶，促进多道次精轧阶段的亚动态再结晶和 应变累积，获得细小而均匀的奥氏体晶粒；而且通过控制精轧结束至冷却开始的时间为1S 内，冷却速度控制在15°C /s以上，卷曲温度控制在540-650°C，避免了精轧后的奥氏体晶粒 进一步长大；另外，采用低温临界退火，控制了退火后晶粒大小，将零件料片加热至相变温 度，控制了热成形钢的奥氏体晶粒尺寸。通过以上方法和工艺，进一步的提升了热成形钢的 延伸率和弯曲角度，在行变中吸收更多的能量，提高了车辆的安全性能，并实现了汽车车架 和零部件的轻量化。得到的热成形钢组织结构见图1，图1为本发明实施方式一至实施方式 六提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的典型组织图。
[0064] 实施方式三
[0065] 将具有如实施方式一所述化学成分的板坯按照实施方式二的制造方法进行热轧 (详细成分见表1)，其中加热温度为1220°c，粗轧总压下率为84%，精轧总压下率为91 %， 精轧温度为860°C，在精轧结束时至开始冷却的时间段为0. 5s，冷却速度20°C /s。并在 600°C时卷曲获得热轧卷，得到热轧卷晶粒的平均尺寸为6um左右。将热轧卷酸洗后冷轧至 1. 1mm，退火后平整获得冷硬卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸为7. Oum左右。将冷硬卷剪切落料 后，加热至880°C，并保温4分钟后转移至压机，进行热压成型。最后以大于40°C /s的冷却 速度模压淬火至180°C，获得热成形零件。从热成形零件取样进行组织、力学性能、三点弯 曲性能、抗延迟断裂等检测，其中三点弯曲检测采用德国VDA238-100标准进行测试，力学 性能采用A50(12. 5X50mm)试样按DIN EN IS06892-1检测，抗延迟断裂测试按某高端车企 标准规定的方法进行检测：选取零件变形最大的区域，保持环境温度在22°C ±2°C的区间 内，在5% H2S04浸泡lOmin后漂洗干净，1小时后观察基体有无裂纹。并将数据记录在表 2中。得到的热成形钢组织结构见图1，图1为本发明实施方式一至实施方式六提供的一种 汽车用高抗弯性能热成形钢的典型组织图。
[0066] 实施方式四
[0067] 将具有如实施方式一所述化学成分的板坯按照实施方式二的制造方法进行热轧 (详细成分见表1)，其中加热温度为1220°c，粗轧总压下率为82%，精轧总压下率为89%， 精轧温度为850°C，在精轧结束时至开始冷却的时间段为0. 5s，冷却速度25°C /s，并在 580°C时卷曲获得热轧卷，热轧卷晶粒的平均尺寸为5. lum左右，将热轧卷酸洗后冷轧至 1. 5mm，退火后平整获得冷硬卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸6. Oum左右，将冷硬卷剪切落料后， 加热至890°C，保温4分钟后转移至压机，进行热压成型，最后以大于40°C /s的冷却速度模 压淬火至18〇1：，获得热成形零件。再按实施方式三所述方法进行零件的相关检测。并将观 察到的数据记录在表2中。得到的热成形钢组织结构见图1，图1为本发明实施方式一至实 施方式六提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的典型组织图。
[0068] 实施方式五
[0069] 将具有如实施方式一所述化学成分的板坯按照实施方式二的制造方法进行热轧 (详细成分见表1)，其中加热温度为1250°c，粗轧总压下率为80%，精轧总压下率为88%， 精轧温度为880°C，在精轧结束时至开始冷却的时间段为0. 5s，冷却速度18°C /s，并在 620°C时卷曲获得热轧卷，热轧卷晶粒的平均尺寸为6. 3um左右，将热轧卷酸洗后冷轧至 1. 6_，退火后平整获得冷硬卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸为7. Sum左右，将冷硬卷剪切落料 后，加热至900°C，保温5分钟后转移至压机，进行热压成型，最后以大于40°C /s的冷却速 度模压淬火至180°C，获得热成形零件。再按实施方式三所述方法进行零件的相关检测。并 将观察到的数据记录在表2中。得到的热成形钢组织结构见图1，图1为本发明实施方式一 至实施方式六提供的一种汽车用高抗弯性能热成形钢的典型组织图。
[0070] 实施方式六
[0071] 将具有如实施方式一所述化学成分的板坯按照实施方式二的制造方法进行热轧 (详细成分见表1)，其中加热温度为1180°c，粗轧总压下率为80%，精轧总压下率为92%， 精轧温度为850°C，精轧结束至开始冷却的时间为0. 5s，冷却速度30°C /s，560°C卷曲获得 热轧卷，热轧卷晶粒的平均尺寸5um，将热轧卷酸洗后冷轧至1. 4mm，退火后平整获得冷硬 卷，冷硬卷的平均晶粒尺寸6. 4um，将冷硬卷剪切落料后，加热至880°C，保温4分钟后转移 至压机，进行热压成型，以大于40°C /s的冷却速度模压淬火至180°C，获得热成形零件。再 按实施方式三所述方法进行零件的相关检测。并将观察到的数据记录在表2中。得到的热 成形钢组织结构见图1，图1为本发明实施方式一至实施方式六提供的一种汽车用高抗弯 性能热成形钢的典型组织图。
[0072] 表1实施例的化学成分（重量，％ )
[0073]

【权利要求】
1. 一种汽车用高抗弯性能热成形钢，其特征在于，包括如下质量百分比的化学成分： 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 %，余量为Fe及不可避免夹杂物。
2. 如权利要求1所述的汽车用高抗弯性能热成形钢，其特征在于，还包括如下质 量百分比的化学成分：Nb :0· 02 ?0· 10%，Mo :0· 15-0. 40%，V 彡 0· 10%，W 彡 0· 40%， REM 彡 0· 05%。
3. 如权利要求1所述的汽车用高抗弯性能热成形钢，其特征在于，所述热成形钢热成 形前的奥氏体晶粒的平均尺寸彡l〇um，热成形后马氏体比例彡98%。
4. 一种汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，其特征在于：所述制造方法包括： 将铁水进行预处理后转炉冶炼，经合金化处理及精炼后连铸成铸坯； 将所述铸坯加热至1KKTC?1250°C之间，并进行保温； 对所述铸坯进行热轧处理，所述热轧处理包括两阶段，第一阶段为粗轧，第二阶段为精 车L，所述粗轧的粗轧压下率小于所述精轧的精轧压下率； 所述精轧结束后对所述铸坯进行冷却处理； 所述冷却处理后进行卷取，卷取过程的温度控制在540°C _650°C之间； 将温度在540°C _650°C之间的轧卷冷却至常温，酸洗后进行冷轧得到冷硬卷，控制冷 轧的总压下率在50% -70%之间； 对所述冷轧卷进行低温临界退火，得到退火卷； 将所述退火卷加工成零件料片，并将所述零件料片加热至稍高于Ar3相变温度； 对加热后的零件料片进行热压成形处理，使得所述零件料片以大于40°C /s的冷却速 度模压淬火至小于等于200°C。
5. 如权利要求4所述的汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，其特征在于，所述并 进行保温包括对加热至ll〇〇°C?1250°C之间的所述铸坯保温2. 8小时-4小时之间。
6. 如权利要求4所述的汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，其特征在于，所述粗 轧的粗轧压下率小于所述精轧的精轧压下率包括控制粗轧压下率大于75%，精轧压下率大 于 85 %。
7. 如权利要求4所述的汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，其特征在于，所述精 轧的温度控制在820°C?890°C之间。
8. 如权利要求1至6任一项所述的汽车用高抗弯性能热成形钢的制造方法，其特征在 于，所述精轧结束后对所述铸坯进行冷却处理包括控制所述精轧结束至冷却开始之间的时 间在1S内，所述冷却处理为层流冷却，冷却速度大于15°C /s。
【文档编号】C22C33/04GK104195443SQ201410209907
【公开日】2014年12月10日 申请日期:2014年5月19日 优先权日:2014年5月19日
【发明者】李学涛, 朱国森, 滕华湘, 冯莉莉, 王彦超, 王海全, 李翔宇, 陈斌, 刘光明, 乔建军 申请人:首钢总公司