可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板的制作方法

可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板的制作方法
【专利摘要】一种钢板，其以重量％计包含：0.04≤C≤0.30，0.5≤Mn≤4，0≤Cr≤4，2.7≤Mn+Cr≤5，0.003≤Nb≤0.1，0.015≤A1≤0.1和0.05≤Si≤1.0，所述钢板具有这样的化学组成：其使得经热成形板在奥氏体化之后对冷却速率不敏感并且在不依赖操作与最终冷却/淬火之间时间延迟的情况下确保800MPa至1400MPa的拉伸强度在整个部件上均匀分布。因此，所成形的部件可以在模具或空气中同时冷却。Nb的添加降低了实现给定拉伸强度和改善可焊性所需的C量。
【专利说明】
可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板
[0001] 相关申请的交叉引用
[0002] 本申请根据35U.S.C. 119(e)要求2014年2月5日提交的美国临时申请第61/935948 号的权益。
技术领域
[0003] 本发明涉及钢板。特别地，本发明涉及这样的钢板，其可以热成形为具有均匀、非 常高的拉伸强度和高的可焊性的部件。
【背景技术】
[0004] 现代车辆包括越来越多的高强度和超高强度钢的部分以提高乘客的安全并降低 车辆重量。许多成形的车身部件的构型防止了冷成形的先进高强度钢的使用。因此，热成形 之后淬火至马氏体条件已经成为生产超高强度钢部件的常用方式。
[0005] 特定的钢用于热冲压以确保必要的可淬硬性，从而符合操作参数。许多这些特定 钢被设计为在水冷模具中淬火。
[0006] 这种热冲压钢的一个实例为USIB0R，其包含(按重量％或的％计)0.15 %至0.25 % (：，0.8%至1.5%]?11，0.1%至0.35%31，0.01%至0.2%0，小于0.1%11，小于0.1%厶1，小于 0.05 %P，小于0.03 % S和0.0005 %至0.01 %B。该化学组成被美国专利第6296805号中公开 的钢所涵盖。在该化学组成中，Ti和B对于热压之后在水冷模具中获得高机械性能而言是必 需的。
[0007] 由USIB0R制造高强度部件在美国专利第6564604号中进行了描述。该方法包括在 炉内以高于700°C加热经热乳的或经冷乳的坯件，将加热的坯件转移到模具中，使坯件在模 具中压制成形，以及使水冷模具在其内具有成形的坯件的情形下保持关闭直到部件达到室 温。在水冷模具中快速冷却（即淬火)是获得马氏体组织并且由此的高强度所必需的。经淬 火的钢可以通过连续热浸镀工艺在用于热冲压的热处理之前用Zn或Al-Si涂覆以保护钢基 底免受热冲压期间的氧化以及随后的腐蚀侵蚀。
[0008] 虽然USIB0R被广泛用于热冲压并且可以在水冷模具中猝火之后实现1500MPa的拉 伸强度，但是USIB0R有许多缺点。一个缺点是包含0.25重量％的(：的USIB0R具有差的可焊 性。此外，如果水冷模具中的冷却速率缓慢，则USIB0R的显微组织对冷却速率高度敏感并且 显示出铁素体或贝氏体形成，因此不能保证整个热冲压件上强度的均匀分布。此外，使用 USIB0R的热冲压工艺通常较长并且用于热冲压的昂贵设备的生产率相对较低。此外，拉伸 强度大于1500MPa的USIB0R的延展性(例如，延伸率)相对较低。
[0009] 空气淬硬钢也是公知的。例如，W02006/048009公开了可空气淬硬的钢，以质量％ 计，其包含〇 .07% 至 0.15%C，0.15% 至0.30%31，1.60%至2.10%]?11，0.5%至1.0%0， 0.30%至0.60%]?〇,0.12%至0.20%￥，0.010%至0.050%11和0.0015%至0.0040%8。该钢 可以容易地进行焊接和镀锌。其表现出高的强度，例如屈服强度为750MPa至850MPa，拉伸强 度为850MPa至lOOOMPa。然而，该钢的缺点是使用大量昂贵的元素，例如Mo和V。
[0010]专利申请公开DE 102 61 210 A1描述了在热压工艺中用于生产汽车部件的另一 可空气淬硬的钢合金。该合金以质量％计包含:0.09%至0.13%C，0.15%至0.3%Si，l.l% 至1·6%Μη，最多 0·015%Ρ，最多 0.011%3，1.0%至1.6%0,0.3%至0.6%]?〇,0.02%至 0.05%Α1和0.12%至0.25%V。当该钢在模具中淬火时，可以在没有另外淬火的情况下获得 上贝氏体组织。该钢表现出的屈服强度为750MPa至1 lOOMPa，拉伸强度为950MPa至1300MPa， 并且延伸率为7 %至16 %。该钢的一个缺点是必须使用大量昂贵Mo和V。
[0011]未经审查的日本专利申请第2006-213959号提供了一种用于以优良生产率制造热 压、高强度钢构件的方法。该方法使用如下钢板：以质量％计包含〇 . 05 %至0.35 % C， 0.005%至1.0%51，0%至4.0%]\111，0%至3.0%0,0%至4.0%〇1，0%至3.0%附，0.0002% 至0.1%8,0.001%至3.0%11，彡0.1%?，彡0.05%5,0.005%至0.1%厶1和彡0.01%1余量 是Fe和不可避免的杂质，其中Mn+Cr/3.1+(Cu+Ni)/1.4彡2.5%。该钢板在750°(：至1300°(：下 加热10秒至6000秒，然后在300°C以上的温度下压制成形。在压制之后，将成型产品从该模 具中移除并且以〇.l°C/秒或更大的冷却速度从1200°C至1100°C冷却至5°C至40°C以得到具 有以面积比计60%或更多的马氏体组织的构件。通过该方法，可以去除在压制模具中淬火 的步骤。所获得的构件内部的材料品质变化小，并且构件的形状良好，具有优异的均匀性。
[0012] 未经审查的日本专利申请第2006-212663号提供了制造可成形性优异的热压高强 度钢构件的方法。该方法使用如下钢板：以质量％计包含〇 . 05 %至0.35 % C，0.005 %至 1.0%51，0%至4.0%]\111，0%至3.0%0,0%至4.0%〇1，0%至3.0%附，0.0002%至0.1%8， 0.001%至3.0%11，彡0.1%?，彡0.05%5,0.005%至0.1%厶1和彡0.01%1余量是卩6和不 可避免的杂质，其中血+〇/3.1 + (〇1+附）/1.4彡2.5。将钢板加热至750°(：至1300°(：，在此保 持10秒至6000秒，并且然后在300°C下压制成形两次或更多次以得到具有以面积比计60% 或更多的马氏体组织的构件。所得构件表现出高强度并且在内部材料品质方面小的变化。
[0013] 已知钢的拉伸强度随着C含量增加而增加。然而，C含量的增加降低了可焊性。
[0014] 存在对如下钢板的需求:可热成形、可空气淬硬的高强度钢板，其不包含大量的昂 贵元素(例如Mo)，除了在拉伸强度方面的内部变化小之外，还表现出优异的可焊性。

【发明内容】

[0015] 本发明提供了高拉伸强度(800MPa至1400MPa)钢板，其包含（以重量％计)0.04彡C 彡0.30,0.5<Mn<4,0$(X4,2.7<Mn+(X5,0.003<Nb<0.1，0.015<AK0.GP0.05 彡Si彡1.0。任选地，钢板可包含Ti彡0.2，V彡0.2，M〇〈0.3和B彡0.015中的一者或更多者。在 Ac3+20°C或高于Ac3+20°C的温度下奥氏体化之后，该钢板可在模具中热成形并且可在该模 具中或者在冷却介质(如空气、氮气、油或水）中冷却。该钢的化学组成，特别地2.7重量％至 5重量％的此+&含量使得所成形的钢对冷却速率不敏感并且在不依赖操作与最终冷却/淬 火之间的时间延迟的情况下确保整个部件强度的均匀分布。0.003重量％至0.1重量％的他 含量使得拉伸强度对C量较不敏感并且降低了相同拉伸强度所需的C量。此外，由于C的降低 改善了可焊性，Nb的添加实现了与单独使用C相同的高拉伸强度但是具有改善的可焊性。用 Ζη、Α1或A1合金的涂层涂覆钢板可以改善钢板的耐腐蚀性。
【附图说明】
[0016] 将参照以下附图对本发明的优选实施方案进行详细描述，其中：
[0017] 图1示出了当C的量为0.06重量％至0.12重量％时，在添加 Nb和没有添加 Nb的情况 下，拉伸强度(MPa)随着不同钢板组成的C的变化；
[0018] 图2示出了当C的量为0.06重量％至0.18重量％时，在具有Nb和没有Nb的情况下， 拉伸强度(MPa)随着不同钢板组成的C的变化；
[0019] 图3描述了用于根据本发明的钢的连续冷却转变(CCT)图，绘制了以°C计温度相对 于以秒计log时间的冷却曲线；
[0020] 图4a至4d是本发明的钢在不同冷却速率下冷却的取自不同放大倍率的显微照片； [0021]图5是本发明的钢的焊接电流相对于样品数的图，该图特别示出了在点焊接时钢 喷派（expulsion)的非散布性(non-scatter) 〇
[0022] 图6从上至下以及从左至右示出了四（4)张显微照片的集合:本发明的钢的完全点 焊、较高放大倍率的基础金属、热影响区和点焊的焊接区。
【具体实施方式】
[0023] 本发明提供了可热成形成部件的钢板，该钢板具有均匀分布的强度和改善的可焊 性。该钢板是低合金钢组合物并且以重量％计包含，0.04彡C彡0.30，0.5彡Μη彡4,0彡Cr彡 4,2.7彡]^+0彡5,0.003彡恥彡0.10,0.015彡厶1彡0.1和0.05彡51彡1.0。任选地，该钢板可 包含Ti彡0.2，V彡0.5，M〇〈0.6和B彡0.015中的一者或更多者。该化学组成使得在热成形之 后的板对冷却速率不敏感并且在不依赖操作与最终冷却/淬火之间的时间延迟的情况下确 保整个部件上强度的均匀分布。在成形部件的特定位置中不考虑冷却速率而确保的拉伸性 能的均匀性可以显著增加热成形的生产率。虽然拉伸强度随着C的增加而增加，但是C的增 加降低了可焊性。然而，通过用Nb代替部分C，可以维持拉伸强度的增加并且改善可焊性。
[0024] 本发明的钢板的各种组分元素的浓度出于以下理由而受到限制。所述浓度以重 量％(即，界1:%)计给出。
[0025] 碳是增加钢强度所必需的。然而，如果添加太多的C，则焊接变得困难。因此，C量被 限制为0.04重量％至0.30重量％。优选地，C量的下限为0.06重量％，更优选0.08重量％。优 选地，C量的上限为0.18重量％，更优选0.16重量％。
[0026] 锰，除了为固溶体强化元素以外，还抑制了铁素体的转变，所以其是确保可淬透性 的重要化学元素。然而，添加太多的Μη将不仅促使P和S共偏析，而且不利地影响钢制造、铸 造和热乳期间的可制造性。因此，Μη量被限制为0.5重量％至4重量％。优选地，Μη量的下限 为1重量％，更优选1.5重量％。优选地，Μη量的上限为3.5重量％，更优选3.0重量％。
[0027] 铬对于改善可淬透性是重要的。然而，太多Cr将不利地影响制造期间的可制造性。 因此，Cr量被限制为0重量％至4重量％。优选地，Cr量的下限为0.2重量％，更优选地，0.5重 量％。优选地，Cr量的上限为3.5重量％，更优选地3.0重量％。
[0028] Μη和Cr的组合量被限制为2.7重量％至5重量％以使得钢在成形之后对冷却速率 不敏感并且在不依赖操作与最终冷却/淬火之间时间延迟的情况下确保整个部件上强度的 均匀分布。优选地，Mn+Cr的下限为3.0，更优选地3.3重量％。优选地，Mn+Cr的上限为4.7重 量％，更优选地4.4重量％。
[0029] 先前，已知向HSLA钢中少量添加 Nb对防止奥氏体再结晶并且因此细铁素体粒径以 及通过细碳氮化物使铁素体析出硬化具有显著影响。而且，较大量的Nb已经添加至高C抗蠕 变合金钢中。然而，迄今为止，少量添加 Nb对具有马氏体显微组织的低碳钢至中碳钢的效果 在公开文献中未见报道。本发明人发现向本发明的可空气淬硬的钢中少量添加 Nb降低了拉 伸强度对C含量的敏感性，并且显著增加了钢的强度，因此降低了获得特定拉伸强度所需的 C的量。由于碳的减少改善了可焊性，所以添加 Nb有助于实现期望的高拉伸强度和改善的可 焊性。为了实现这些效果，Nb量被限制为0.003重量％至0.1重量％。优选地，Nb量的下限为 〇. 〇〇5重量％，更优选地0.010重量％。优选地，Nb量的上限为0.09重量％，更优选地0.085重 量％。
[0030] A1以少量添加至钢中作为脱氧剂。然而，太多A1导致许多非金属夹杂物和表面缺 陷。A1还是强铁素体形成元素并且显著提高了完全奥氏体化温度。这些对于可空气淬硬的 钢是不期望的效果。因此，A1量被限制为0.015重量％至0.1重量％。优选地，A1量的下限为 0.02重量％，更优选地0.03重量％。优选地，A1量的上限为0.09重量％，更优选地0.08重 量％。
[0031] Si对增加钢板的强度是有效的。然而，太多Si产生了表面氧化皮的问题。因此，Si 量被限制为0.05重量％至0.35重量％。优选地，Si量的下限为0.07重量％，更优选地0.1重 量％。优选地，Si量的上限为0.3重量％，更优选地0.25重量％。
[0032] Ti可以任选地以<0.1重量％的量添加至具有B的钢中以改善可淬透性。Ti与N在 非常高的温度下结合，因此防止了 BN形成。溶液中的B改善了可淬透性。超出氮的化学计量 比的Ti是碳化物形成元素。其通过形成非常细的碳化物来加强钢。其的效果与Nb相似。
[0033] V可以任选地以<0.2重量％的量添加至钢中以通过细的析出物增加钢的强度。其 还增加了钢的可淬硬性。
[0034] Mo可以任选地以彡0.3重量％的量添加至钢中以增加强度并且改善可淬透性。 [0035] B可以任选地以<0.005重量％的量添加至钢中以增加可淬硬性并且因此增加钢 的强度。
[0036] 该钢还包含Fe并且可包含不可避免的杂质。
[0037]本发明的钢板具有可包含多至10%下贝氏体相的马氏体显微组织。显微组织主要 为马氏体。贝氏体的量可多至10%，优选小于5%并且更优选小于1%。
[0038] 本发明的钢板的拉伸强度为800MPa至1400MPa。拉伸强度的下限优选为900MPa，更 优选lOOOMPa。最终强度主要取决于马氏体中的碳含量。
[0039] 本发明的钢板可表现出的延伸率的范围为4%至9 %，优选地5%至9 %，更优选地 6% 至 9%〇
[0040] 本发明的钢板可通过这样的工艺制备：以常规炼钢和铸造方法开始并且然后是热 车L。可将铸造板坯（cast slab)在热乳之前直接放入再加热炉中或者在进行上述步骤之前 冷却。对热乳工艺中的最终温度没有限制，除了其应该大于Ar 3。
[0041] 热乳之后的卷取温度取决于热乳之后的加工。如果需要冷乳来获得最终的厚度， 则优选700°C至600°C之间的卷取温度。如果最终所需的厚度可以通过热乳来直接获得，则 建议600 °C至500 °C之间的卷取温度。
[0042] 经热乳的板可以进行酸洗。对于经冷乳的产品而言，经热乳的板可在冷乳成所需 的厚度之前进行酸洗。
[0043] 可通过用Ζη、Α1或A1合金例如Al-Si涂覆钢板的一面或两面保护经热乳或冷乳的 钢板免受氧化和/或腐蚀。所述涂覆可以通过连续热浸镀该钢板来进行。
[0044] 将具有涂层或没有涂层的钢板在成形(例如通过在一个或若干个模具中热冲压成 期望的形状)之前加热至完全奥氏体化的温度，即加热至少Ac 3+5°C。然后将热成形的部件 在模具中或冷却介质(例如空气、氮气、油或水）中进行冷却。不同的冷却介质提供了不同的 冷却速率。无论冷却速率为何，成形的部件也表现出整个部件上均匀的马氏体组织。
[0045] 最终强度可通过化学性质(特别地，C和Nb的量)和/或通过在低于或高于完全奥氏 体化的温度下加热来控制。
[0046] 实施例
[0047 ]表1中示出的化学组成的5 0mm板还在实验室中制备。板还被热乳成3.5mm板。再加 热温度为1220Γ，最终温度为850°C并且卷取温度为700°C。将热乳板的两面表面研磨成 2.5mm厚度以移除可能在实验室再加热过程期间引起的脱碳表面层。在可逆实验室冷乳机 中将2.5_板冷乳成1mm(60 %冷乳压下率）。在盐浴中经冷乳的板的样品在900°C下奥氏体 化300秒，然后进行油淬。一些样品使用热电偶仪器化以测量油淬期间的冷却速率。800°C至 300°C的平均冷却速率为150°C/s。经淬火的样品的机械性能在乳制方向的横向方向上测 量。机械性能的概括在表2中给出。
[0048]表2中的拉伸强度数据相对于化学组成中的碳绘制，图1。拉伸强度在很大程度上 取决于碳，如许多先前公开所述(例如参见〃Martensite transformation，structure and properties in hardenable steels,G. Krauss,Hardenabi1i ty concepts with applications to steel，D · V. Doane&J · 8 · Kirkaldy编辑，10月24 日至26 日，1977,第235 页）。然而，图1还示出了具有Nb的钢具有比具有相似碳而没有Nb的钢高的强度。此外，添加 Nb的钢的强度较少依赖于碳，由于符合具有Nb的钢的拉伸强度的线的斜率远小于没有Nb的 钢的拉伸强度的线的斜率。具有Nb与没有Nb的钢的强度的差随着C的增加变得更小并且两 组钢在0.17%和更高的C下具有相似的强度，图2。
[0049] 为了确定冷却速率对经淬火的材料的最终强度的影响，评估"临界冷却速率"即 "从奥氏体温度到避免铁素体的最小冷却速率"。在这些实验中，钢的连续冷却转变(CCT)图 使用MMC膨胀计产生。在这些测试中，将小样品加热至900°C，然后在预定冷却速率下冷却同 时测量样品膨胀率(长度的改变）。由膨胀率数据以及通过评估冷却样品的显微组织和最终 硬度鉴定冷却期间的不同相转变。需要数个冷却速率构建CCT图。
[0050] 这个图的一个实例示出在图3中。由该图可以看出，在高于1°C/秒的冷却速率下不 会发生铁素体转变。在：TC/秒和更高的冷却速率下的显微组织以A&C示出了马氏体的显微 组织。然而，在较低冷却速率下存在高水平的回火，B&D。尽管使马氏体回火，但是350HV的高 硬度在3°C/秒冷却速率下获得并且其随着冷却速率的增加而增加。在任何介质（空气、油、 模具、氮气）中使本发明的钢冷却(这导致高于1°C/秒或者优选高于3°C/秒的冷却速率)将 产生完全马氏体的-高强度钢。
[0051 ]钢55、63、81和141的可点焊接性根据在均匀接合构型中的IS018278-2规格评估。 这些测试显示出在喷溅下的非散布性结果，图4,具有焊点熔核的均匀显微组织，图5。
[0052] 表1和表2,图1和图2示出了当0.04重量％至0.20重量％的(：含量下一些C以0.003 重量％至0.055重量％的量用Nb替换时，可以获得相同高拉伸强度。
[0053] 本文公开的数值范围是指公开的所述数值范围端点和所述数值范围内每个有理 数。
[0054] 虽然本发明已经参考特定实施方案进行了描述，但是本发明不限于所述的具体细 节，而是包括对于本领域技术人员来说可以对其进行的各种变化和修改，这些都落在以下 权利要求所限定的本发明的范围内。
[0055] 表 1
[0057]表 2
【主权项】
1. 一种钢板，所述钢板以重量％计包含： 0.04 彡 C<0.30， 0.5^Mn^4, 0^Cr^4, 2.7^Mn+Cr^5, 0.003彡Nb彡0.1， 0.015彡A1彡0.1和 0.05 彡 Si 彡 1.0， 其中所述钢板的拉伸强度的范围为800MPa至1400MPa。2. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.06<C<0.18。3. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.08<C<0.16。4. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.2 <Mn彡3.5。5. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.5<Mn彡3.0。6. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.2 < Cr彡3.5。7. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.5 < Cr彡3.0。8. 根据权利要求1所述的钢板，其中3.0 <Mn+Cr彡4.7。9. 根据权利要求1所述的钢板，其中3.3 <Mn+Cr彡4.4。10. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.005彡Nb彡0.060。11. 根据权利要求1所述的钢板，其中0.010彡Nb彡0.055。12. 根据权利要求1所述的钢板，其中所述钢板的至少一个表面涂覆有包含Ζη、Α1或A1 合金的层。13. 根据权利要求1所述的钢板，其中所述钢板的显微组织包含95面积％至100面积％ 的马氏体。14. 根据权利要求1所述的钢板，其中所述钢板的显微组织包含95面积％至100面积％ 的贝氏体。15. 根据权利要求1所述的钢板，其中所述钢板是经热成形的钢板。16. -种制造钢板的方法，所述方法包括 对钢组合物进行热乳，所述钢组合物以重量％计包含： 0.04 彡 C<0.20， 0^Mn^4, 0^Cr^4, 2.7^Mn+Cr^5, 0.003彡Nb彡0.055， 0.015彡A1彡0.1和 0.05彡Si彡0.35;以及 产生权利要求1所述的钢板。17. -种使用钢板的方法，所述方法包括使权利要求1所述的钢板热成形。
【文档编号】C23C2/12GK105980591SQ201580007549
【公开日】2016年9月28日
【申请日】2015年2月5日
【发明人】法里德·哈桑尼, 全贤, 妮娜·方斯泰因
【申请人】安赛乐米塔尔股份公司