一種實現具有trip效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法
【專利摘要】本發明提供一種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法。本發明方法，包括選取中錳鋼板為待用鋼件，將待用鋼件局部加熱至完全奧氏體化，加熱溫度在750℃?850℃之間，保溫3～5分鐘；同時，待用鋼件的非加熱區溫度不超過200℃，以保持與室溫微觀組織結構一致；將待用鋼件整體轉運到沖壓模具上進行沖壓成形并淬火，利用非加熱區的TRIP效應和局部奧氏體化板材的易成形特征，使得待用鋼件整體能夠在同一模具、同一加載上完成成形過程，成形為具有一定形狀、同時具備高強度和高塑性、性能梯度分布的中錳鋼件，以同時滿足輕量化和安全性的需求。
【專利說明】
一種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法
技術領域
[0001] 本發明屬于沖壓成形技術領域，尤其涉及一種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能 梯度分布的方法。
【背景技術】
[0002] 隨著汽車先進鋼生產工藝的改善和技術更新，現有汽車鋼已劃分為第一代、第二 代和第三代。其中，中錳鋼和Q&P鋼作為第三代汽車鋼的一種，因其較好的力學性能，受到了 各大汽車制造商的青睞。
[0003] 關于輕量化汽車鋼材的制備以及各種性能的實現技術方面，比如中國專利公開號 為:CN101638749B《一種低成本高強塑積汽車用鋼及其制備方法》所描述的技術，其原始板 材具有超細的組織結構、很高的強塑積和較低的生產成本。但關于板材如何成形為汽車上 所需的各種性能要求卻沒有提及。在具有性能梯度的高強鋼制備技術上，比如中國專利公 開號為：CNl03028645A《一種變強度分布高強鋼板材零件的熱沖壓成形方法》所描述的技 術，是在熱成形之前通過將鋼板加熱不同溫度和不同保溫時間等熱處理方法來實現高強鋼 板的變強度分布，屬于熱成形技術范疇，但正如該專利中所描述的，不是所有的高強鋼都可 以通過調節溫區來實現性能梯度的，尤其是當某些具有TRIP效應的高強鋼，需要通過成形 工藝的調控技術來實現其力學性能的最優化，而TRIP效應只局限在冷成形組織結構中，通 過熱成形工藝限制了因 TRIP效應引起的鋼板塑性提高，使其高塑性的優勢得不到發揮。
[0004] 中錳鋼為具有TRIP效應的組織細化鋼材，既有TRIP效應的冷成形性能特征又有當 前熱成形硼鋼無法超越的高塑性溫熱成形性能特征。當原始板材的亞穩奧氏體達到一定含 量時，冷成形時能夠獲得明顯TRIP效應的高塑性;溫熱成形時能夠獲得超高抗拉強度多 HOOMPa同時延伸率彡10%。那么，針對車用先進的中錳鋼，如何將冷成形與溫熱成形技術 協調，從性能上滿足雙重成形條件下的板材性能優勢的發揮，又在工藝上實現一組模具、相 同加載條件完成成形過程，在成形效果上既有高強度、高塑性的獲得，又有性能梯度的實 現，是汽車鋼輕量化和安全性目標實現的技術突破。
【發明內容】
[0005] 根據上述提出的技術問題，而提供一種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分 布的方法。
[0006] 本發明采用的技術手段如下：
[0007] -種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征在于，包括如下 步驟：
[0008] Sl、選取中錳鋼板為待用鋼件，該中錳鋼板的化學成分重量百分比為：C: 0.05-0.50% ;Μη:4·0-6·0% ;P彡0.015% ;S彡0.02%，余下為Fe及不可避免的雜質；
[0009] S2、將待用鋼件局部加熱至完全奧氏體化，升溫速率不低于10°C/s，加熱溫度在 750°C-850°C之間，保溫3~5分鐘；同時，待用鋼件的非加熱區溫度不超過200°C，以保持與 室溫微觀組織結構一致；
[0010] S3、將待用鋼件整體轉運到沖壓模具上進行沖壓成形并淬火，冷卻速率不低于5 °C/s，得到具有一定形狀和性能梯度的中錳鋼件。
[0011] 進一步地，所述步驟Sl中，在所述中錳鋼板的化學成分的基礎上加入重量百分比 如下的一種或多種元素 :Ni :0.1-3 ·0%;0:0· 2-3.0% ;Μ〇:0· 1-0.8% ; Si :0.3-2.3% ;Cu: 0.5-2.0% ；B：0.0005-0.005% ；Nb:0.02-0.10% ； [N] :0.002-0.25% ；Ti :0.05-0.25% ；V： 0.02-0.25% ;Α1:0·015-0·060% ;Re:0.002-0.005% ;Ca:0.005-0.03%。
[0012] 進一步地，所述步驟SI中待用鋼件的原始晶粒是由超細尺寸的亞穩奧氏體和鐵素 體基體組成，其中，亞穩奧氏體含量不少于1 〇 %。
[0013] 進一步地，所述步驟S2中待用鋼件的局部加熱方式為通過嵌入加熱元件的平板模 具加熱。
[0014] 進一步地，所述步驟S2中待用鋼件的非加熱區通過帶有冷卻裝置的銅質平板模具 冷卻因待用鋼件自身導熱而導致的升溫。
[0015] 進一步地，所述步驟S3中的待用鋼件的非加熱區和局部奧氏體化的溫熱區可在同 一沖壓模具、同一加載力上完成成形過程，其中，沖壓模具可以具有冷卻介質，冷卻速率不 低于5°C/s。
[0016] 進一步地，所述步驟S3中得到的中錳鋼件具有超高強度區：抗拉強度彡HOOMPa和 延伸率彡10%;高塑性區:抗拉強度彡600MPa和延伸率彡30%的性能梯度分布。
[0017] 較現有技術相比，本發明是基于中錳鋼的力學性能對加熱溫度、降溫速率不敏感， 溫熱成形加載過程中Ms點的變化很小，很難通過調節熱處理工藝、沖壓溫度、降溫速率、加 載參數或成形過程中選擇性冷卻等方式來實現性能梯度；同時，充分利用中錳鋼既具備冷 成形的TRIP效應，以獲得高塑性，又具備溫熱成形的超高強度特征，通過將冷成形和溫熱成 形技術科學結合，在沖壓模具和加載上能夠保持一致，既發揮其細晶強化和"TRIP"效應的 高塑韌性優勢，又實現其通過溫熱成形后獲得超高強度的性能梯度。另外，利用溫熱成形回 彈小、成形精度高的特點，成形脫模前利用溫熱成形區域的板材對冷成形(非加熱區）部分 尚強鋼的回彈現象進一步限制，提尚中猛鋼的成形性。
[0018] 本發明通過冷成形和溫熱成形的復合工藝技術，在同一鋼件上既實現超高強度又 獲得高塑性的性能梯度分布，滿足輕量化和安全性的需求，具有廣泛的推廣意義。
【附圖說明】
[0019] 為了更清楚地說明本發明實施例或現有技術中的技術方案，下面將對實施例或現 有技術描述中所需要使用的附圖做以簡單地介紹，顯而易見地，下面描述中的附圖是本發 明的一些實施例，對于本領域普通技術人員來講，在不付出創造性勞動性的前提下，還可以 根據這些附圖獲得其他的附圖。
[0020] 圖1為本發明鋼件微觀組織形貌圖，其中，（a)是待用鋼件原始微觀形貌，是細晶的 鐵素體基體和亞穩奧氏體；（b)是待用鋼件溫熱成形區域的微觀形貌，是細化的馬氏體結 構。
【具體實施方式】
[0021] 為使本發明實施例的目的、技術方案和優點更加清楚，下面將結合本發明實施例 中的附圖，對本發明實施例中的技術方案進行清楚、完整地描述，顯然，所描述的實施例是 本發明一部分實施例，而不是全部的實施例。基于本發明中的實施例，本領域普通技術人員 在沒有做出創造性勞動前提下所獲得的所有其他實施例，都屬于本發明保護的范圍。
[0022] 一種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，包括如下步驟：
[0023] Sl、選取中錳鋼板為待用鋼件，該中錳鋼板的化學成分重量百分比為：C:0. Οδ-Ο. 50% ;Mn: 4.0-6.0% ;P彡 0.015%; S彡 0.02%，余下為 Fe 及不可避免的雜質； 在所述中錳 鋼板的化學成分的基礎上加入重量百分比如下的一種或多種元素:附：0.1-3.0% ;0:0.2-3.0% ；Mo:0.1-0.8% ；Si :0.3-2.3% ；Cu：0.5-2.0% ；B：0.0005-0.005% ；Nb:0.02-0.10% ； [N] :0.002-0.25% ； Ti :0.05-0.25% ； V ： 0.02-0.25 % ； Al ： 0.015-0.060 % ； Re ： 0.002-0.005% ;Ca:0.005-0.03%〇
[0024] 所述待用鋼件的原始晶粒是由超細尺寸的亞穩奧氏體和鐵素體基體組成，其中， 亞穩奧氏體含量不少于10%，以保證具有高塑性的TRIP效應和細晶強化的微觀結構。
[0025] S2、將待用鋼件通過嵌入加熱元件的平板模具加熱至完全奧氏體化，升溫速率不 低于10°C/s，加熱溫度在750°C-850°C之間，保溫3~5分鐘；同時，待用鋼件的非加熱區溫度 不超過200°C，非加熱區通過帶有冷卻裝置的銅質平板模具冷卻因待用鋼件自身導熱而導 致的升溫，以保持與室溫微觀組織結構一致；
[0026] S3、將待用鋼件整體轉運到沖壓模具上進行沖壓成形，此時，具有TRIP效應的待用 鋼件的非加熱區和局部奧氏體化的溫熱區可在同一沖壓模具、同一加載力上完成成形過 程，其中，沖壓模具可以具有冷卻介質，冷卻速率不低于5°C/s，得到具有一定形狀和性能梯 度的中錳鋼件，中錳鋼件具有超高強度區：抗拉強度多HOOMPa和延伸率多10% ;高塑性區： 抗拉強度多600MPa和延伸率多30 %的性能梯度分布。
[0027]實施例
[0028] 選取中錳鋼件化學成分重量百分比為：C:0.1% ;Mn:5.0% ;A1:0.03% ;P: 0.013%;S:0.01%，余下為Fe及不可避免的雜質；原始中錳鋼件具有大于10 %含量的亞穩 奧氏體，其余為鐵素體;具有細化的原始組織結構。
[0029] 將厚度為1.8mm的待用鋼件切割為鋼件所需尺寸，放置平板模具，其中具有加熱元 件的模具恒溫在800°C，將其放在待用鋼件需要局部加熱的區域，持續恒溫加熱，鋼板升溫 速率15°C/s，當板材局部達到800°C之后，保溫3分鐘，同時，周圍放置具有水冷裝置的銅質 模具，以消除因局部加熱而引起待用鋼件非加熱區的升溫。隨后，將板料整體放在沖壓模具 上沖壓，保壓并淬火，冷卻速率l〇°C/s，最終成形為具有一定形狀，且具有一定性能梯度分 布的中錳高強鋼件。
[0030] 微觀結構方面，如圖1所示，原始中錳鋼件是具有大于10%含量的亞穩奧氏體(圖1 (a)中白色區域)和細化的鐵素體基體，其具有很好的TRIP效應，既滿足與溫熱成形同時加 載的成形條件，又具有高塑性；圖1(b)是經過局部溫熱成形后原始組織結構變成了細化的 馬氏體板條結構。
[0031] 同時，沖壓成形后從冷成形（非加熱區）和溫熱成形區域分別取樣，通過單軸拉伸 試驗可知（如表1所示），冷成形區域獲得了 37%的高延伸率，抗拉強度為750MPa，實現了高 塑性的性能需求;溫熱成形區域獲得了抗拉強度為1420MPa、屈服強度為1020MPa，延伸率為 11%，實現了超高強度的性能需求。
[0032]表1冷成形區域和溫熱成形區域的力學性能
L〇〇34」最后應說明的是：以上谷買施例儀用以說明本友明的扠木萬案，而非對其I很制；盡 管參照前述各實施例對本發明進行了詳細的說明，本領域的普通技術人員應當理解:其依 然可以對前述各實施例所記載的技術方案進行修改，或者對其中部分或者全部技術特征進 行等同替換；而這些修改或者替換，并不使相應技術方案的本質脫離本發明各實施例技術 方案的范圍。
【主權項】
1. 一種實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征在于，包括如下步 驟： 51、 選取中錳鋼板為待用鋼件，該中錳鋼板的化學成分重量百分比為:C:0.05-0.50% ; Μη:4·0-6·0% ;P彡0.015% ;S彡0.02%，余下為Fe及不可避免的雜質； 52、 將待用鋼件局部加熱至完全奧氏體化，升溫速率不低于10°C/s，加熱溫度在750°C-850°C之間，保溫3~5分鐘；同時，待用鋼件的非加熱區溫度不超過200°C，以保持與室溫微 觀組織結構一致； 53、 將待用鋼件整體轉運到沖壓模具上進行沖壓成形并淬火，冷卻速率不低于5°C/s， 得到具有一定形狀和性能梯度分布的中錳鋼件。2. 根據權利要求1所述的實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征 在于，所述步驟S1中，在所述中錳鋼板的化學成分的基礎上加入重量百分比如下的一種或 多種元素 ：Ni :0.1-3.0%;Cr:0.2-3.0% ;Mo:0」-0.8%;Si :0.3-2.3% ;Cu:0.5-2.0% ;B: 0.0005-0.005% ；Nb：0.02-0.10% ；[N] :0.002-0.25% ；Ti ：0.05-0.25% ；V：0.02-0.25% ； Al:0.015-0.060% ;Re:0.002-0.005% ;Ca:0.005-0.03%。3. 根據權利要求1或2所述的實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特 征在于，所述步驟S1中待用鋼件的原始晶粒是由超細尺寸的亞穩奧氏體和鐵素體基體組 成，其中，亞穩奧氏體含量不少于10%。4. 根據權利要求3所述的實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征 在于，所述步驟S2中待用鋼件的局部加熱方式為通過嵌入加熱元件的平板模具加熱，升溫 速率不低于l〇°C/s。5. 根據權利要求4所述的實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征 在于，所述步驟S2中待用鋼件的非加熱區通過帶有冷卻裝置的銅質平板模具冷卻因待用鋼 件自身導熱而導致的升溫。6. 根據權利要求5所述的實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征 在于，所述步驟S3中的待用鋼件的非加熱區和局部奧氏體化的溫熱區可在同一沖壓模具、 同一加載力上完成成形過程，其中，沖壓模具可以具有冷卻介質，冷卻速度不低于5°C/s。7. 根據權利要求6所述的實現具有TRIP效應的中錳鋼件性能梯度分布的方法，其特征 在于，所述步驟S3中得到的中錳鋼件具有超高強度區：抗拉強度多1400MPa和延伸率多 10% ;高塑性區:抗拉強度彡600MPa和延伸率彡30%的性能梯度分布。
【文檔編號】C22C38/08GK106086648SQ201610585267
【公開日】2016年11月9日
【申請日】2016年7月22日 公開號201610585267.0, CN 106086648 A, CN 106086648A, CN 201610585267, CN-A-106086648, CN106086648 A, CN106086648A, CN201610585267, CN201610585267.0
【發明人】常穎, 王存宇, 李曉東, 趙坤民, 任大鑫, 鄭國君
【申請人】大連理工大學