一种1300MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及生产方法与流程

本发明涉及一种机械工程用钢及生产方法，确切地属于一种汽车用热成形钢及生产方法，且适用于产品厚度在0.8～2mm。

背景技术：

随着汽车行业的快速发展，轻量化和安全性成为汽车产业发展的主要方向。使用热成形钢是当前提髙汽车碰撞安全性最为有效的措施，也是轻量化的重要途径。目前应用最多的是低碳mn-b系钢板，淬火后其组织变为均匀的马氏体，强度达到1300mpa级，应用在a柱、b柱、前后保险杆、铰链加强板、车门防撞梁、中通道等部位。

然而，随着强度提高，钢的滞后开裂问题也随之出现，成为制约超高强钢应用与发展的一个重大问题。滞后开裂是材料在静止应力的作用下，经过一定时间后突然发生脆性破坏的一种现象，它是材料—环境—应力之间相互作用的结果。大量研究已经证实，钢的滞后开裂是材料和材料服役环境中的氢造成的，是氢致材质劣化的一种形态，尤其对强度大于1000mpa的超高强钢，其氢致滞后开裂敏感性更为显著。滞后开裂常常在材料所承受的外加应力水平显著低于其屈服强度时突然发生，具有不可预知性，往往导致较为严重的破坏和后果，因此超高强钢滞后开裂已经成为汽车轻量化必须解决的问题。

目前国内外采取的具体措施如下几种。(1)细化晶粒，通过加入al、ti、nb、v等元素，生成弥散析出的碳氮化物以细化原奥氏体晶粒，在提高强度的同时还可以改善韧性。(2)减少晶界偏析，降低磷、硫等杂质元素的含量，提高晶界结合力，延缓延迟断裂裂纹的萌生，从而改善高强度钢的耐延迟断裂性能。(3)提高回火抗力，加入抗回火软化能力强的元素如钼、钒等，从而可以在保持强度不变的情况下，提高钢的回火温度，使总体的晶界强度得到提高；(4)提高缺口韧性：通过调整合金元素，如添加镍含量、降低锰含量等方法，可以获得较高的缺口韧性，抑制延迟断裂的发生。(5)减少钢表面侵入的氢量。(6)使侵入的氢无害化，加入适量的微合金元素v、ti、nb等，形成细小的碳氮化物可以作为氢的陷阱，抑制氢的扩散，使钢中的氢均匀分布。通过等温处理获得下贝氏体组织及适量马氏体、残余奥氏体的复相组织，利用马氏体组织的高强度和贝氏体、奥氏体组织的良好延迟断裂抗力来实现高强度下的良好耐延迟断裂性能通过形变热处理、磁场、感应热处理等方法获得晶界碳化物较少的微细马氏体组织，也可以获得良好的耐延迟断裂性能。

经检索：当前文献中绝大多数均只注重热成形钢的基本力学性能，而极少有关于延迟开裂对热成形钢的危害性的研究。

中国专利公开号为101275200a的文献，公开了“一种热成型马氏体钢”，其对马氏体钢的延迟开裂问题较为关注，提出在热成形钢中适当含有一定量的奥氏体可以提高钢的延迟开裂性能。然而该文献中存在一些不足之处。首先该文献是要开发一种薄厚度零件用钢，却没有使用薄片试样进行力学试验，而是使用圆棒样进行拉伸试验，棒状试样和板状试样由于在其截面形状不一样，在拉伸过程中受到的应力-应变状态是不一样的，使用棒状试样代替薄板试样是不合适的，这个结果对实际应用毫无指导意义。其次，使用φ12的棒状试样替代薄板试样进行力学试验表明这些试验钢并未进行充分轧制，其最终轧制厚度不低于12mm，这与实际使用薄板厚度相差巨大，由此可知该发明人并未充分认识轧制过程对材料力学性能的影响。第三是其测试氢致开裂拉伸试样的加热制度为900-950℃x30min，而实际成形的板状加热制度为900-950℃x5min，两者工艺相差巨大，通过此种方法得出的钢的性能会存在较大差异，所得出的结果缺乏说服力。

技术实现要素：

本发明要解决的技术问题是：现有的1300mpa热成形钢，氢致滞后开裂敏感性较大，在使用时存在开裂风险，影响使用周期的不足，提供一种在保证使用力学性能为：屈服强度rp0.2在:850～1000mpa，抗拉强度rm≥1300mpa，延伸率a50mm≥7％的前提下，使氢脆敏感性i≤45％的热成形钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种1300mpa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢，其组分及重量百分比含量为：c：0.14～0.18％，si：1.10～1.25％，mn：2.0～2.4％，p≤o.ol％，s≤0.008％，a1s：0.065～0.090％，cr：0.19～0.24％，ti：0.026～0.035％，nb:0.026～0.035％，b：0.002～0.005％，n≤0.005％，余为fe及不可避免的杂质。

优选地：mn的重量百分比含量在2.12～2.35％。

优选地：ti的重量百分比含量在0.029～0.035％。

优选地：nb的重量百分比含量在0.029～0.035％。

优选地：a1s的重量百分比含量在0.072～0.090％。

生产一种1300mpa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢的方法，其步骤：

1)铁水脱硫并转炉冶炼，控制冶炼终点的c在0.05～o.06％,p≤0.008％，s≤0.002％，n≤0.004％，出钢温度在1700～1780℃；

2)连铸成坯并对铸坯加热：加热温度控制在1280～1320℃，升温速度控制在350～400℃/小时；

3)进行粗轧：控制粗轧出口温度在1050～1100℃；

4)进行精轧，控制精轧的终轧温度在850～910℃；

5)进行层流冷却，在冷却速度为10～15℃/秒下，冷却至640～680℃；

6)进行卷取，当温度降至630～660℃时进行卷取；

7)经常规冷酸洗后进行冷轧，并控制冷轧总压下率在50～74％；

8)进行退火，退火温度控制在750～810℃，并控制温降速度在5～8℃/秒；

9)进行平整，控制平整延伸率在1.1～1.3％；

10)经常规精整及剪切后在纯氮气的保护气氛下进行奥氏体化，其加热温度控制在850～900℃，并在此温度下保温，保温时间控制在5～8分钟；

11)进行热冲压成形，并控制加热出炉至置入模具时间不超过6分钟，成型温度控制在780～820℃，

12)进行淬火，控制其冷却速度在30～50℃/秒；

13)经低温回火后待用，回火温度控制在200～250℃，并在此温度下保持10～20秒钟。本发明各元素及主要工艺的作用及机理

c：碳是强固溶强化元素，对超高强度的获得起决定作用，碳含量对最终产品的组织形态和性能有较大影响，但是含量太高，在精轧后的冷却过程中易形成大量的珠光体或贝氏体、马氏体，其含量愈高，强度愈高，从而造成塑性降低，进行成形前的落料困难。所以在保证热处理强化的前提下，碳含量不易过高。故将其含量限定在0.14～0.18％范围。

si：硅有较强的固溶强化效果，可提高钢的强度，同时，硅能提高钢的淬透性，有减少奥氏体向马氏体转变时体积变化的作用，从而有效控制淬火裂纹的产生:在低温回火时能阻碍碳的扩散，延缓马氏体分解及碳化物聚集长大的速度，使钢在回火时硬度下降较慢，显著提高钢的回火稳定性及强度。所以，将其含量限定在1.10～1.25％范围。

mn：锰起固溶强化作用，同时能清除钢中的feo，显著改善钢的质量。还能与硫化物生成高熔点的mns，在热加工时，mns有足够的塑性，使钢不产生热脆现象，减轻硫的有害作用，提高钢的热加工性能。锰能降低相变驱动力，使c曲线右移，提高钢的淬透性，扩大γ相区，它可降低钢的ms点，故可保证在合适的冷却速度下得到马氏体，并能够增加残余奥氏体稳定性。所以，将其含量限定在2.0～2.4％范围，优选地含量在2.12～2.35％。

cr:铬能降低相变驱动力，也降低相变时碳化物的形核长大，所以提高钢的淬透性。另外，铬能提高钢的回火稳定性。所以，将其含量限定在0.19～0.24％范围。

b:硼是强烈提高淬透性元素，钢中加入微量的硼元素能显著提高钢的淬透性。但是其含量低于0.002％，或者高于0.005％，对提高淬透性的作用不明显。所以，为考虑生产实际及淬透性效果，将其含量限定在0.002～0.005％范围。

al：其在钢中起脱氧作用，应保证钢中有一定量的酸溶铝，否则不能发挥其效果，同时钢中加入适量的铝可以消除钢中氮、氧原子对性能的不利影响，添加al也可以降低氢在钢中的扩散系数。故将als含量限定在o.065～0.90％范围，优选地含量在0.072～0.090％。

p:磷是钢中的有害元素，易引起铸坯中心偏析。在随后的热连轧加热过程中易偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大。同时基于成本考虑且不影响钢的性能，将其含量控制在0.01％以下。

s:硫是非常有害的元素。钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂会恶化钢的韧性，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。基于对制造成本的考虑，将钢中硫含量控制在0.008％以下。

n:氮在加钛的钢中可形成氮化钛，这种在高温下析出的第二相有利于强化基体，但是氮含量高于0.005％，氮与钛的溶度积较高，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化钛，严重损害钢的塑性和韧性；另外，较高的氮含量会使稳定氮元素所需的微合金化元素含量增加，从而增加成本。故将其含量控制在0.005％以下。

ti:钛是强c、n化物形成元素，钢中加入的目的是固定钢中的n元素，但是过量的ti会与c结合从而降低试验钢淬火后马氏体的硬度和强度。另外，钛的加入对钢的淬透性有一定的贡献。所以，将其含量限定在0.026～0.035％范围，优选地含量在0.029～0.035％。

nb：铌也是强c、n化物形成元素，能起到细化奥氏体晶粒的作用，钢中加入少量的铌可以形成一定量的铌的碳、氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大，因此，其淬火后的马氏体板条尺寸较小，大大提高钢的强度；另外铌的碳、氮化物是良好的氢陷阱，能有效抑制氢在钢中的扩散，有利于提升钢的抗氢致滞后开裂性能。故将其含量均控制在0.026～0.035％之间，优选地含量在0.029～0.035％。

本发明之所以控制卷取温度在630～660℃，是由于卷取温度对钢中nb、ti等析出物十分关键，当在较高温度卷取有利于nb、ti的碳氮化物析出，这有利于提升钢的延迟开裂性能，而温度过高则会在带钢表面产生过多的氧化铁皮，不利于产品的表面质量，因而设定在630～660℃比较合适。

本发明与现有技术相比，不仅屈服强度rp0.2在:850～1000mpa，抗拉强度rm≥1300mpa，延伸率a50mm≥7％的前提下，使氢脆敏感性i≤45％。其应用于汽车上车体和下车体上制作结构件和安全件，不仅能够减轻汽车车身重量，而且能够有效保护驾乘人员的安全。

附图说明

图1为本发明的金相组织结构图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺产数取值列表；

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果列表

本发明各实施例均按照以下步骤生产：

1)铁水脱硫并转炉冶炼，控制冶炼终点的c在0.05～o.06％,p≤0.008％，s≤0.002％，n≤0.004％，出钢温度在1700～1780℃；

2)连铸成坯并对铸坯加热：加热温度控制在1280～1320℃，升温速度控制在350～400℃/小时；

3)进行粗轧：控制粗轧出口温度在1050～1100℃；

4)进行精轧，控制精轧的终轧温度在850～910℃；

5)进行层流冷却，在冷却速度为10～15℃/秒下，冷却至640～680℃；

6)进行卷取，当温度降至630～660℃时进行卷取；

7)经常规冷酸洗后进行冷轧，并控制冷轧总压下率在50～74％；

8)进行退火，退火温度控制在750～810℃，并控制温降速度在5～8℃/秒；

9)进行平整，控制平整延伸率在1.1～1.3％；

10)经常规精整及剪切后在纯氮气的保护气氛下进行奥氏体化，其加热温度控制在850～900℃，并在此温度下保温，保温时间控制在5～8分钟；

11)进行热冲压成形，并控制加热出炉至置入模具时间不超过6分钟，成型温度控制在780～820℃，

12)进行淬火，控制其冷却速度在30～50℃/秒；

13)经低温回火后待用，回火温度控制在200～250℃，并在此温度下保持10～20秒钟。

表1为本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表(wt％)

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺下列表

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果

氢脆敏感性i的实验条件：均在0.1mol/l的hcl中进行慢拉伸试验，拉伸应变速率为1.0×10^-5/s，通过计算延伸率损失(氢脆指数i)来评价抗氢致滞后开裂性能，iε值越小代表抗氢致滞后开裂性能越好。

从表3的试验结果可以看到实施案例1～8均有较好的性能，其屈服强度在854mpa～998mpa之间，抗拉强度均大于1300mpa，延伸率达均大于7％，2个对比案例抗拉强度和屈服强度和本发明生产的产品性能相当，但是延伸率相差较大，两个对比钢仅为6.4％和6.2％，本发明的延伸率则在8.8～9.2％。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。