热冲压成形用钢板、热冲压成形工艺及热冲压成形构件

摘要

本发明涉及热冲压成形用钢板、热冲压成形工艺及热冲压成形构件。所述热冲压成形用钢板的特征在于，所述钢板以重量百分比计包括0.18~0.42%的C、4~8.5%的Mn、0.8~3.0%的Si+Al以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中所述钢板的合金成分满足其在热冲压成形后的马氏体相变开始温度实际测量值≤280℃。热冲压成形构件的制造方法包括将材料加热到700~850℃后进行冲压成形后经模具内冷却或空冷或其他冷却方法冷却至马氏体相变开始温度点以下150~260℃，再将该已经冲压成形的构件加热至160~450℃保温1~100000秒的回火热处理后冷却至室温。通过本发明获得的成形构件可实现屈服强度≥1200MPa，抗拉强度≥1600MPa，且总延伸率≥10%。

权利要求

1.一种用于热冲压成形的钢板，其特征在于，所述钢板以重量百分比计包括0.18~

0.42%的C、5.09 8.5%的Mn、0.8 3.0%的Si+Al以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中所述钢~ ~板的合金成分满足其在热冲压成形后的马氏体相变开始温度的实际测量值≤280℃。

2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，还可包括以下成分中的至少一种：

5%以下的Cr；

2.0%以下的Mo；

2.0%以下的W；

0.2%以下的Ti；

0.2%以下的Nb；

0.2%以下的Zr；

0.2%以下的V；

2.0%以下的Cu；

4.0%以下的Ni；

0.005%以下的B。

3.如权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述钢板包括热轧钢板、冷轧钢板、或带有涂镀层的钢板。

4.如权利要求3所述的钢板，其特征在于，所述带有涂镀层的钢板为锌涂镀钢板，所述锌涂镀钢板是在其上形成金属锌层的热轧钢板或冷轧钢板，其中所述锌涂镀钢板包括选自热浸镀锌、镀锌退火、锌电镀或锌-铁电镀中的至少一种。

5.如权利要求3所述的钢板，其特征在于，所述带有涂镀层的钢板为在其上形成铝硅层的热轧钢板或冷轧钢板，或者有机镀层的钢板。

6.一种热冲压成形工艺，其特征在于，包括以下步骤：a）、提供如权利要求1至5中任一项所述的钢板或其预成形的构件；

b）、将所述钢板或其预成形的构件加热到700 850℃；

~

c）、将加热后的钢板或其预成形的构件转移到模具中进行冲压成形以得到成形构件；

以及

d）、通过任意冷却方式和冷却条件将所述成形构件冷却至马氏体相变开始温度点以下

150 260℃。

~

7.如权利要求6所述的热冲压成形工艺，其特征在于，所述冷却方式包括在模具内冷却、在空气中冷却、或用0 100℃的水进行冷却。

~

8.如权利要求6所述的热冲压成形工艺，其特征在于，在步骤d）之后再立即进行加热到

160 450℃然后保温1 100000秒后再通过任意冷却方式和条件冷却至室温的热处理步骤。

~ ~

9.如权利要求6所述的热冲压成形工艺，其特征在于，在步骤d）之后再进行加热到160~

450℃然后保温1 100000秒后再通过任意冷却方式和条件冷却至室温的热处理步骤，其中~该热处理步骤在经过淬火步骤的成形构件放置一段时间之后进行。

10.一种成形构件，其特征在于，所述成形构件由权利要求1至5中任一项所述的钢板，经如权利要求6或7所述的热冲压成形工艺制备而成，其中所述成形构件以体积计的微观组织包括：3%至23%的残余奥氏体，10%以下的铁素体，其余为马氏体。

11.如权利要求10所述的成形构件，其特征在于，所述成形构件还受到如权利要求8或9所述的热处理步骤，其中所述成形构件以体积计的微观组织包括：7%至32%的残余奥氏体，

10%以下的铁素体，其余为马氏体。

12.如权利要求10-11中任一项所述的成形构件，其特征在于，所述成形构件具有

1200MPa以上屈服强度和1600MPa以上的抗拉强度、以及10%以上的延伸率。

13.如权利要求10-11中任一项所述的成形构件，其特征在于，所述成形构件用于陆用汽车的安全结构件、增强结构件、车轮构件、和高强韧汽车结构件中的至少一种。

14.如权利要求13所述的成形构件，其特征在于，所述成形构件用于B柱增强件、保险杠、车门防撞梁、和车轮轮辐中的至少一种。

15.如权利要求10所述的成形构件，其特征在于，所述成形构件还进一步包括2%以下的碳化物。

16.如权利要求11所述的成形构件，其特征在于，所述成形构件还进一步包括2%以下的碳化物。

17.一种提高热冲压成形构件的强韧性的热处理方法，所述热处理方法包括：将权利要求1至5中任一项所述的钢板或其预成形的构件加热至700 850℃，然后转移~到模具中进行冲压成形以得到成形构件，其中将所述钢板或其预成形的构件保持在此温度范围的时间为1秒至10000秒；

将所述成形构件冷却至马氏体相变开始温度点以下150 260℃，冷却方法包括在模具~中冷却、在空气中冷却、或用0 100℃的水进行冷却，冷却速率为0.1至1000℃/秒；

~

将冷却之后的成形构件再加热至低于或者等于Ac1的温度范围进行热处理，并使所述成形构件保持在此温度范围达1秒至100000秒；以及再通过任意冷却方式和条件冷却至室温。

说明书

热冲压成形用钢板、热冲压成形工艺及热冲压成形构件

技术领域

[0001] 本发明涉及一种新的热冲压成形用钢板、热冲压成形工艺、及由其制得的超高强韧性成形构件，更具体而言，涉及一种新的热冲压成形用钢板，其通过热冲压成形工艺制造高强度高韧性的构件，用于汽车用安全结构件和增强构件、及其他汽车用高强韧构件。

背景技术

[0002] 节能、安全、环保是当今世界汽车发展的主题，而汽车轻量化对节约资源、环境保护、促进汽车安全性的提高有重要作用。在减重的同时为保障安全性，高强度钢的使用就成为必然趋势。但通常钢铁材料的强度提高会导致成形性能降低，不容易成形为汽车设计所需要的形状复杂的构件；同时高强度钢成形回弹严重，导致其冲压成形构件尺寸精度控制困难；且高强度钢铁材料冷冲压成形过程模具磨损严重，导致其冲压成本提高。

[0003] 为解决高强钢的冲压成形问题，一种称为热冲压成形或热成形、用来制造具有1000MPa或更高的强度的车辆构件的成形方法被成功开发并大规模商业化应用。该方法的实施步骤是：把钢板加热到850-950℃的奥氏体区，然后放进带有冷却系统的模具中在高温下进行冲压成形，该温度下材料仅有 200MPa的强度和高于40%的延伸率，成形性能极佳，可~
成形为汽车设计所需的复杂构件，且回弹小成形精度高，冲压成形的同时对钢板进行模压淬火，从而得到全马氏体组织的高强度成形构件。

[0004] 裸钢在热成形过程中会发生氧化，这将影响钢的表面质量，并且会对模具造成影响。而常规钢板的锌镀层技术不能满足热冲压成形工艺条件，美国专利US 6296805 B1提出了一种涂镀铝或铝-硅合金的热冲压成形用钢板，在热冲压成形加热过程中基体材料中的铁会扩散至铝镀层并形成铁铝合金层，奥氏体化加热温度下该铁铝合金层不发生氧化，可在整个热冲压成形过程中有效保护钢板不发生氧化，且该镀层对成形构件服役过程的防腐性能有一定提高，因此被大批量商业应用。但与常规的锌镀层钢板相比，铝硅镀层不能提供电化学腐蚀保护。EP1143029中提出了一种使用锌或锌合金涂镀热轧钢板而制得的镀锌钢板来制造热冲压成形构件的方法，但是锌镀层的熔点较低大约在780℃左右，在热成形过程中会发生锌的蒸发和锌铁镀层的融化，这会导致液态诱导脆性，降低热成形钢的强度。

[0005] 专利CN103392022中提出了一种基于淬火碳配分工艺提出的热冲压成形技术，能获得较高的强度和延伸率；但其通常需要控制冷却温度在100-300℃区间，零件温度均匀性控制较难，并且对热处理过程中温度的控制要求较高，生产工艺复杂，不利于热冲压成形构件的实际生产；其奥氏体化热处理温度较高，不利于锌镀层板的热冲压成形，且能量消耗高。

[0006] 专利CN101545071中提出了一种新的热冲压成形钢板，将奥氏体化加热温度可降低 50oC，这在一定程度上可适当降低制造成本，但是其热冲压成形钢的强韧性与常规~22MnB5热冲压成形材料对比没有显著提升。

[0007] 专利CN102127675B中提出了一种可降低热冲压成形温度的合金设计及冲压成形方法。该方法包括在降低热冲压成形温度的条件下将材料加热至730 780℃并冲压冷却至~Ms点以下30 150℃(即通常冷却到150 280℃)后，进一步加热至150 450℃保温1 5分钟，经~ ~ ~ ~
碳从马氏体向未转变的奥氏体配分使其稳定至最终状态，基于残余奥氏体的TRIP效应提高材料延性，但其延伸率超过10%时的材料屈服强度均未超过1150MPa。该方法须将构件冷却到150 280℃的某一特定温度后再升高温度至150 450℃进行保温，造成构件温度精确度与~ ~
均匀性难以控制，或需要复杂的生产工艺过程来控制其淬火温度，不利于热冲压成形构件的实际生产。

发明内容

[0008] 本发明的一个目的在于提供一种热冲压成形用钢板、热冲压成形工艺及其成形构件，其钢板马氏体相变开始温度较低，从而能确保在较低温度下进行淬火，以便获得构件的超高强韧性匹配。在本发明的热冲压成形工艺中，将材料设计的马氏体相变开始温度点（Ms）控制为小于等于280℃，通常将淬火温度设定为马氏体相变开始温度点以下150 260~℃，从而能通过例如空气中冷却或者0 100℃的冷水、温水或热水进行淬火，之后再另行进~
行加热保温，因此温度控制简单易行，温度均匀且精确，组织性能一致性好。本发明中将冲压成形后的构件直接冷Ms点以下150 260℃（即通常冷却至0 100℃）后再另行进行加热保~ ~
温，可确保冲压构件的超高强韧性匹配，其机械力学性能达到抗拉强度1600MP以上，屈服强度达到1200MPa以上，同时延伸率达到10%以上。

[0009] 根据本发明的第一方面，提供了一种用于热冲压成形的钢板，所述钢板以重量百分比计包括0.18 0.42%的C、4 8.5%的Mn、0.8 3.0%的Si+Al，以及余量的Fe和不可避免的杂~ ~ ~质，其中所述钢板的合金成分满足其在热冲压成形后的马氏体相变开始温度的实际测量值≤280℃。因较小的残余奥氏体分数不利于改善构件延性，而过高的残余奥氏体体积分数会导致奥氏体稳定性降低，使其在拉伸变形或碰撞变形过程中较早发生TRIP效应而不利于提高构件的强韧性，为获得合理稳定性及合理体积分数的残余奥氏体，须设计合理的马氏体开始相变温度和对应的淬火温度。为使构件可以通过例如空气冷却或者0 100℃的水进行~
淬火冷却，本发明将成形构件的淬火温度设定为0 100℃区间的某一温度，为获得含有合理~
稳定性及合理体积分数残余奥氏体的高强韧性构件，本发明设计钢板合金成分满足其马氏体开始相变温度点≤280℃。

[0010] 本发明的钢板基于高Mn设计，Mn含量在4 8.5%之间，优选为5 7.5%。锰可降低马氏~ ~体相变起始温度，本发明钢种的锰与碳的配合设计旨在将材料马氏体开始相变温度点降低至280℃以下，以保证热冲压后构件的冷却条件能在设定为例如室温冷却或者温水淬火的情况下，构件亦能保留合理体积分数的残留奥氏体，以提高构件机械性能。锰可以降低热冲压成形用钢奥氏体化温度，使的镀锌热冲压成形用钢热冲压工艺过程中奥氏体化加热温度可以低于780℃，抑制锌的液化及严重氧化，避免液态锌致开裂，同时亦因降低的奥氏体化温度而节约能源。由于锰具有优良的抑制奥氏体向铁素体转变的作用，因此高Mn含量能提高钢的淬透性。然而申请人发现过高的锰含量，即含量超过8.5%后，会导致材料在淬火后形成脆性的ξ马氏体，从而降低钢板的延性，因此锰的上限不易过大，最好在8.5%。申请人发现将Mn含量设定在4 8.5%之间，能取得高淬透性和高强韧性的最佳组合。
~

[0011] 根据本发明的一个优选实施例，所述钢板进一步包含以下成分中的至少一种：5%以下的Cr；2.0%以下的Mo；2.0以下%的W；0.2%以下的Ti；0.2%以下的Nb；0.2%以下的Zr；0.2%以下的V；2.0%以下的Cu及4.0%以下的Ni；0.005%以下的B。申请人发现，通过这些成分中至少一种与上述基本成分的组合，将降低钢的奥氏体化温度并进一步确保马氏体开始相变温度点降低至280℃以下或细化原奥氏体晶粒尺寸，从而能进一步确保冲压构件的超高强韧性匹配，使得机械力学性能达到抗拉强度1600MP以上，屈服强度达到1200MPa以上，同时延伸率达到10%以上。

[0012] 根据本发明的一个优选实施例，所述钢板包括热轧钢板、冷轧钢板、或带有涂镀层的钢板。所述带有涂镀层的钢板可为锌涂镀钢板，它是在其上形成金属锌层的热轧钢板或冷轧钢板。所述锌涂镀钢板包括选自热浸镀锌（GI）、镀锌退火（GA）、锌电镀或锌-铁电镀(GE)中的一种。所述带有涂镀层的钢板为在其上形成铝硅层的热轧钢板或冷轧钢板，或者有机镀层的钢板、或者带有其他合金化镀层的钢板。

[0013] 根据本发明的第二方面，还提供了一种热冲压成形工艺，其包括以下步骤：a）提供上述第一方面中所述的任一种成分的钢板或其预成形的构件；b）将所述钢板或其预成形的构件加热到700 850℃；c）将加热后的钢板或其预成形的构件转移到模具中进行冲压成形~以得到成形构件；以及d）将所述成形构件冷却至马氏体相变开始温度点以下150 260℃。本~
领域的技术人员应理解的是，只要能使成形构件的温度降低至马氏体相变开始温度点以下
150 260℃，则可以使用任何冷却方法，例如经模具内冷却、或在空气中冷却、或用0 100℃~ ~
的水进行冷却，即冷却方法没有任何限制。冷却温度可以优选为室温，甚至可以更低。本发明的钢板加热温度保持在700 850℃，能够确保镀锌板也能进行热冲压成形，甚至能进行间~
接热冲压成形。此外，该加热温度较低，可大大节约能源，亦降低与高温加热配套的设备成本。根据本发明的热冲压成形工艺，淬火温度与本领域的惯用温度（例如以上提及的专利CN102127675B中的150-280℃）相比大幅降低，能控制在100℃以下，使得冷却控制方法能够更灵活，例如用空气冷却或者用0 100℃的水进行（即热水淬火可实现），这样能使水这种最~
廉价且最易控制的淬火介质得以应用在热冲压成形工艺中，从而获得温度均匀、方便易控的有益效果。此外还能节约热能，降低与高温淬火配套的设备成本。此外，通过本发明的热冲压成形工艺，能将构件回火前的初始奥氏体含量控制在23%以下。

[0014] 根据本发明的一个优选实施例，在步骤d）之后还可以进行回火热处理步骤，即加热到160 450℃然后保温1 100000秒后再通过任意冷却方式和条件冷却至室温，以优化所~ ~述成形构件的组织和性能，实现已经相变的马氏体部分再重新相变为奥氏体以增加奥氏体分数至不超过32%，然后还能发生碳从马氏体到奥氏体中的配分（partition）以稳定奥氏体，从而获得屈服强度≥1200Mpa、抗拉强度≥1600MPa而且总延伸率≥10%的成形构件。

[0015] 根据本发明的一个优选实施例，上述回火热处理步骤可以在经过淬火步骤的成形构件放置一段时间之后进行，即回火热处理步骤不必紧接着淬火步骤进行。本领域的技术人员应该理解的是，由于现有技术中的QP（淬火配分）工艺须将淬火温度控制在100度以上某一温度，为保持构件温度不低于该淬火温度，须将成形构件立即直接加热至250℃以上的配分温度，这样的操作不利于工艺实施以及产线布置等。相比之下，由于本发明中淬火温度可降低到100℃以下，例如可控制为室温或更低，因此本发明的回火热处理步骤可不必紧接着淬火进行，例如可在室温下放置任意时长后再进行回火热处理，这有利于实际热冲压成形工业生产的产线布置、工艺与生产节奏安排等。此外，热冲压成形之后的构件可在任何场所进行回火热处理，例如远离热冲压生产线的热处理车间、或构件运输过程、或在汽车总装线等。

[0016] 根据本发明的第三方面，还提供了一种成形构件，所述成形构件由上述第一方面的任一种成分的钢板经上述第二方面的任一种热冲压成形工艺制备而成，其中所述成形构件在经过上述步骤d）之后以体积计的微观组织包括：3%至23%的残余奥氏体，10%以下的铁素体，其余为马氏体，或包含2%以下的碳化物。此外，所述成形构件还可以受到上述步骤d）之后的回火热处理，此时所述成形构件以体积计的微观组织包括：7%至32%的残余奥氏体，10%以下的铁素体，其余为马氏体，或包含2%以下的碳化物，从而获得屈服强度≥1200Mpa、抗拉强度≥1600MPa而且总延伸率≥10%的成形构件。

[0017] 根据本发明的一个优选实施例，所述成形构件可以用于汽车安全结构件、增强结构件、和高强韧汽车结构件中的至少一种。更具体而言，所述成形构件可以用于B柱增强件、保险杠、和车门防撞梁、车轮轮辐中的至少一种。当然，所述成形构件也可以用于其它所有陆用车辆中要求轻质的高强度或高强度加高延性的构件的场合。

[0018] 根据本发明的第四方面，还提供了一种提高热冲压成形构件的强韧性的热处理方法，所述热处理方法包括：将上述任一种钢板或其预成形的构件加热至700 850℃，然后进~行冲压成形以得到成形构件，其中将所述钢板或其预成形的构件保持在此温度范围的时间为1秒至10000秒；将所述成形构件冷却至马氏体相变开始温度点以下150 260℃，冷却方法~
包括模具中冷却、空冷、用0 100℃的水进行，冷却速率为0.1至1000℃/秒；将冷却之后的成~
形构件再加热至低于或者等于Ac1的温度范围进行回火热处理，并使所述成形构件保持在此温度范围达1秒至100000秒；以及再通过任意冷却方式和条件冷却至室温。通过本发明的热处理方法，淬火温度能控制在100℃以下的某一温度（热水淬火可实现），获得了温度均匀、方便易控的有益效果，此外还能节约热能，降低与高温淬火配套的设备成本。此外，还能实现已经相变的马氏体部分再重新相变为奥氏体以增加奥氏体分数，但通常不超过32%，然后还能发生碳配分以稳定奥氏体。

[0019] 根据本发明的技术方案，至少能获得以下优点：

[0020] 1. 相对于现有技术，本发明的钢板的奥氏体化温度低，并且淬火温度低，可小于100℃，更利于温度的控制、构件温度均匀与组织性能一致性和节约能源。

[0021] 2. 基于成分设计，在回火碳配分的过程中，优选情况下奥氏体的量会明显的增加，新生成的奥氏体将明显有利于提高钢的强塑性。

[0022] 3. 相对于现有技术的直接淬火工艺，本发明钢获得了更高的屈服强度，其屈服强度达到1200MPa以上，而高屈服强度是提高汽车安全结构件性能的重要指标。

[0023] 4. 相对于常规热冲压成形用钢板，本发明的钢板在实现钢板高的淬透性的条件下，其热冲压成形构件获得了超高的强塑积，屈服强度1200MPa以上，抗拉强度1600MPa以上，延伸率10%以上。

附图说明

[0024] 图1a和1b是本发明钢的热轧板残余奥氏体量的变化；

[0025] 图2a和2b是本发明钢的冷轧板残余奥氏体量的变化；

[0026] 图3是本发明钢的实施例的在根据本发明的热处理之后的微观结构；

[0027] 图4示出了本发明钢在根据本发明的热处理之后的典型板条分布的微观组织。

具体实施方式

[0028] 下面将参考实施例更详细的描述本发明。实施例旨在解释本发明的示例性的实施方案，且本发明不限于这些实施例。

[0029] 本发明提供了一种可镀锌直接热冲压成形的钢板和所述钢板的成形构件，并提供了一种生产所述成形构件的方法，以及一种提高热冲压成形构件强韧性的热处理方法。所述成形构件可具有1200MPa以上屈服强度和1600MPa以上的抗拉强度以及10%以上的延伸率。所述生产成形构件的方法的加热温度低，可大大节约能源。所述镀锌钢板可以用于直接热冲压成形，并保持足够的强度。在生产成形构件时淬火至马氏体相变开始温度点以下150260℃，可通过空冷至室温或采用温水淬火的方式冷却，温度均匀，方便易控。
~

[0030] 本发明所述钢的化学成分（以重量%计）限定的原因如下：

[0031] C：0.18%至0.42%

[0032] 碳是最便宜的强化元素，可以通过间隙固溶强烈提高钢的强度。并且碳含量的升高会强烈降低Ac3，从而降低加热温度节约能源。虽然碳能强烈的降低马氏体相变开始温度，但是必须要符合合金设计时马氏体相变开始温度≤280℃和钢的组织的要求，且碳是最重要的间隙固溶强化元素，为此碳含量的下限为0.18%。但是过高的碳含量会导致钢的焊接性能不好，而且可能会引起板材强度过高而韧性下降。为此碳的上限设为0.42%。优选值为0.22 0.38%。
~

[0033] Mn：4%至8.5%，Cr：5%以下

[0034] 锰是本发明中的重要元素。锰是良好的脱氧剂和脱硫剂。锰是奥氏体稳定元素，能扩大奥氏体区域，降低Ac3温度。锰具有优良的抑制奥氏体向铁素体转变而提高钢的淬透性的作用。铬能提高抗氧化性和耐腐蚀性，是不锈钢中的重要合金元素。铬是中强碳化物形成元素，其不仅能通过固溶强化提高钢的强度和硬度，而且其在奥氏体中的扩散速度较慢，并阻碍碳的扩散，因而提高了奥氏体稳定性，提高钢的淬透性。铬的含量提高能使淬火后的残余奥氏体量大幅增加。根据合金设计中关于马氏体相变开始温度的要求，以及钢中的碳含量，确定钢中锰和铬的百分含量。锰和铬这两种元素的其中一种或者复合添加。为了降低热处理时的加热温度，把锰的下限定为4%，以确保马氏体相变开始温度≤280℃，同时保证材料的全奥氏体化温度（Ac3）≤730℃以确保其镀锌板可以进行热冲压成形。过高的锰的添加，会导致材料淬火后形成脆性的ξ马氏体，因此锰的上限设为8.5%。铬与锰的复合添加，可进一步降低材料马氏体相变开始温度及全奥氏体化温度，其降低马氏体相变开始温度及全奥氏体化温度的能力与锰对比较弱，且其成本较锰高，因此限定其上限为5%。Mn的优选值为：4.5 7.5%，Cr因成本较高，优选值可不添加。~

[0035] Si+Al：0.8%至3.0%

[0036] 硅和铝都能抑制碳化物的形成，在钢淬火至室温后在低于Ac1温度范围保温时，硅和铝能够抑制马氏体中碳化物的析出，而使碳配分到残余奥氏体中，提高奥氏体稳定性，提高钢的强塑积。过少的Si、Al的添加，不能充分抑制热冲压成形过程中碳化物的析出，因此Si+Al的下限为0.8%。工业生产时，过多的Al会在连铸时阻塞喷嘴，增加连铸的难度，且Al会提高材料马氏体相变开始温度及全奥氏体化温度，不符合本发明钢的组织控制温度要求，因此Al的上限定为1.5%。硅含量高会造成钢中的杂质较多,Si的上限定为2.5%，Si+Al的上线设定为3.0%。Si的优选值为0.8 2%，Al的优选值为小于0.5%。~

[0037] P、S、N难以避免杂质

[0038] 在一般情况下，磷是钢中的有害元素，会增加钢的冷脆性，使焊接性变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏。硫通常情况下也是有害元素。使钢产生热脆性，降低钢的延性和焊接性能。氮是一种不可避免的存在于钢中的元素。氮与碳的作用类似，并有助于烘焙硬化。

[0039] Mo、W：2.0%以下

[0040] Mo、W提高钢的淬透性可有效提高钢的强度。此外，即使在由于在高温成形过程中与模具不稳定接触而使钢板冷却不充分的情况下，由于Mo和W带来的提高的淬透性，钢仍可有合适的强度。大于2.0%的情况下，也不能获得额外的效果，反而会增加成本。因本发明钢的高Mn设计，已具备较高的淬透性，为降低成本，优选可以不必另外添加Mo、W。

[0041] Ti、Nb、Zr、V： 0.2%以下

[0042] Ti、Nb、Zr和V使钢的晶粒细化、强度升高并且获得良好的热处理特性。Ti、Nb、Zr和V的浓度过低则起不到作用，而大于0.2%则会增加不必要的成本。因本发明钢因合理的C和Mn的设计，可获得超过1600MPa的强度和较好的延性，为降低成本，优选可以不必另外添加Ti、Nb、Zr、V。

[0043] Cu： 2.0%以下，Ni：4%以下

[0044] Cu能提高强度和韧性，特别是大气腐蚀性能。Cu的含量大于2.0%，则加工性可能劣化，热轧过程可形成液相导致开裂，且高的Cu含量导致不必要的成本增加。Ni能提高钢的强度，而又保持良好的塑性和韧性。Ni的浓度大于4.0%，则会增加成本。因本发明钢因合理的C和Mn的设计，可获得超过1600MPa的强度和较好的延性，为降低成本，优选可以不必另外添加Cu、Ni。

[0045] B：0.005%以下

[0046] B在奥氏体晶界偏析，阻止了铁素体的形核，可强烈提高钢的淬透性，热处理后可显著提高钢的强度。B含量高于0.005%也不能明显提高起作用。因本发明钢的高Mn设计，已具备较高的淬透性，为降低成本，优选可以不必另外添加B。

[0047] 本发明的一个目的是生产屈服强度1200MPa以上，抗拉强度1600MPa以上，以及10%以上延伸率的钢板。钢板包括热轧钢板、冷轧钢板和镀锌钢板。其在回火处理前以体积计的微观组织包括：3%至23%的残余奥氏体，10%以下（包含0%）的铁素体，其余为马氏体，或包括2%以下的碳化物。并且用所述钢板可以镀锌直接热冲压成形。

[0048] 下面将描述成形件的制造方法。将所述钢板进行冲压加工，在热冲压前将所述钢板加热到700 850℃后进行热压，优选为730 780℃。对于所述钢板的预成形件，在冷冲压之~ ~后使之加热到700 850℃温度，优选为730 780℃。随后将冲压成形的钢板经模具内冷却或~ ~
空冷或其他冷却方法冷却至马氏体相变开始温度点以下150 260℃，优选冷却至室温至100~
℃之间。此时所述成形件的以体积计的微观组织包括：3%至23%的残余奥氏体，10%以下（包含0%）的铁素体，其余为马氏体，或包括2%以下的碳化物。残余奥氏体太多会造成其稳定性不够，而马氏体量太高则残余奥氏体量减少，形成的碳化物较高则会降低奥氏体中碳含量造成其不稳定，达不到本发明要求的延伸率。在热成形过程中可能会发生形变诱导铁素体，为达到所要强度铁素体的量不应超过10%。

[0049] 此后将冲压成形件在160 450℃温度范围内保温1 10000秒的回火处理后冷却至~ ~室温。此时回火后成形件的以体积计的微观组织包括：7%至32%的残余奥氏体，10%以下（包含0%）的铁素体，其余为马氏体，或包括2%以下的碳化物。回火处理过程中发生碳从马氏体到奥氏体中的配分以稳定奥氏体，使构件最终使用状态下在钢中具有合理的奥氏体体积分数和稳定性，以获得高的强韧性。须特别指出的是，根据本发明的回火热处理工艺，钢中的奥氏体体积百分数较回火前可能实现2%以上的提高。

[0050] 本发明中钢的合金成分设计要求满足钢的马氏体相变开始温度的实际测量值≤280℃。合金元素的添加将明显降低钢的奥氏体化温度。钢板或预成形的构件加热至700~
850℃后进行冲压成形，优选为730 780℃，其中所述保持钢板在此温度范围的时间为1秒至~
10000秒。将其冷却至马氏体相变开始温度点以下150 260℃，优选为冷却至100℃以下至室~
温或者更低温度，冷却方法包括模具中冷却、空冷、热水或冷水冷却、其他冷却等，冷却速率为0.1至1000℃/秒。将其冲压成形冷却之后的构件再加热至低于或者等于Ac1的温度范围进行回火热处理，并使钢板保持在此温度范围，其中所述保持钢板在此温度范围的时间为1秒至10000秒。之后再以任意冷却方式和条件冷却至室温。如果保持时间低于1秒，则碳可能不能充分扩散到残余奥氏体中，而高于10000秒则可能使奥氏体过度软化降低钢板的强度，达不到设计要求。

[0051] 回火处理过程中发生碳从马氏体到奥氏体中的配分以稳定奥氏体，提高钢的强韧性；优选情况下，其中在低温回火处理之后，钢中残余奥氏体的体积百分数会明显增加，较回火前增加2%以上，新生成的奥氏体将明显提高钢的塑性和有利于阻碍裂纹的扩展，从而大大提高钢的强塑积。

[0052] 下面描述以本发明的钢板进行的实验。对如表1所确定的成分的钢锭在1200℃保温10h均质处理，之后在1000℃ 1200℃之间保温1h后进行热轧以形成热轧板。可将热轧板~或热轧酸洗板在600 700℃保温5 32h，模拟罩式退火以降低热轧板的强度有利于冷轧。再~ ~
将热轧酸洗板或热轧酸洗退火板冷轧至1.5mm。表1中，编号IS1到IS11是本发明的钢，而CS1到CS5为对比用钢，其成分为现有技术中记载的成分。

[0053] 表1钢的化学成分

[0054]

[0055] 然后，对上述成分的钢板用如表2所示的工艺参数进行热冲压成形。具体而言，将本发明的钢板或其预成形的构件在炉子中加热至700 850℃（AT）保温10分钟。然后转移到~模具中进行热冲压成形，并将成形构件以空冷或者其它方式冷却至100℃以下（QT）。一段时间后，再将处理后的成形构件加热至180 500℃（TT）保温一段时间进行回火处理，之后冷却~
至室温。另外，将对比用钢板按表3中的现有技术的热冲压成形工艺的参数进行成形和热处理。注意，表2和表3中，IS为本发明的钢，AT为奥氏体化温度，TT为回火温度，Ms为马氏体相变开始温度。表中的平衡温度Ae1和Ae3是根据钢的成分由热力学软件Thermal-cal计算得到。

[0056]

[0057]

[0058] 在以上热处理成形和热处理工艺之后，分析不同钢及对应热处理工艺的常温力学性能，其结果如表4所示。表4中编号IS仍然表示本发明的钢，而CS表示对比用钢。另外，YS表示屈服强度，TS表示拉伸强度，TE表示延伸率，HR为热轧钢，CR为冷轧钢。此外，表4中拉伸试样为标距50mm的ASTM标准试样，拉伸力学性能测试的应变速率为5×10-4。

[0059]

[0060] 从表4的力学性能数据可知，具有本发明成分的钢板，通过本发明的热冲压成形工艺，能获得强度和延伸率综合性能特别优异的成形构件。具体而言，能实现屈服强度≥1200MPa，抗拉强度≥1600MPa，并且同时总延伸率≥10%。相比之下，具有现有技术成分的钢板，经过现有技术的热冲压成形工艺之后，获得的成形构件的综合性能较差，延伸率超过
10%之后，屈服强度均低于1200MPa。因为屈服强度是衡量汽车安全结构件性能的重要参量，因此本发明的钢板经本发明的热冲压成形工艺以后获得的成形构件，获得了远超现有技术的综合性能。

[0061] 此外，分析本发明钢的微观组织可知，在没有回火热处理时其以体积计的微观组织包括：3%至23%的残余奥氏体，10%以下的铁素体，其余为马氏体，或包含2%以下的碳化物。在进行回火热处理之后，所述成形构件以体积计的微观组织包括：7%至32%的残余奥氏体，
10%以下的铁素体，其余为马氏体，或包含2%以下的碳化物。图1a示出了本发明钢的热轧板的残余奥氏体量在相同温度即250℃的情况下随不同回火时间的变化趋势。图1b示出了本发明钢的热轧板的残余奥氏体量在相同温度即300℃的情况下随不同回火时间的变化趋势。图2a示出了本发明钢的冷轧板在250℃不同热处理工艺下的残余奥氏体的变化量。图2b示出了本发明钢的冷轧板在300℃不同热处理工艺下的残余奥氏体的变化量。从这些图中可看出，在不同的回火工艺下，本发明的钢板中的残余奥氏体的含量总体呈上升趋势。

[0062] 较小的残余奥氏体分数不利于改善构件的延性，而较高的残余奥氏体体积分数会导致奥氏体形成粗大的块状组织，而其会在拉伸变形或碰撞变形过程中发生TRIP效应而相变为高硬度的脆性马氏体块状组织，不利于提高构件的延性。因此本发明通过控制马氏体开始相变温度点小于等于280℃，且其淬火温度为马氏体相变开始温度点以下150 260℃，~从而保证了合理的奥氏体体积分数及板条（或薄膜）状形态。图3示出了奥氏体化处理后在
300℃回火5分钟的微观组织，而图4示出了典型板条分布的微观组织。

[0063] 上述实施例为本发明的典型实施例。在不脱离本文所公开的发明构思的情况下，本领域的技术人员可对上述实施例做出各种修改，而不背离本发明的范围。