本發(fā)明涉及一種金屬零部件及其制造方法，尤其涉及一種汽車(chē)零部件及其制造方法。

背景技術(shù)：

隨著相關(guān)產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域?qū)τ谄?chē)安全性和減重節(jié)能需求的不斷提高，汽車(chē)零部件的強(qiáng)度也隨之逐步提升。在汽車(chē)制造領(lǐng)域，已經(jīng)將1180MPa的雙相鋼廣泛地應(yīng)用于冷沖壓用鋼中。同時(shí)，1500MPa的馬氏體鋼也被應(yīng)用到保險(xiǎn)杠等形狀簡(jiǎn)單的零件上。但是，由于很多汽車(chē)加強(qiáng)件形狀復(fù)雜，1500MPa的馬氏體鋼無(wú)法實(shí)現(xiàn)冷沖壓成形，熱沖壓成形由此應(yīng)運(yùn)而生。熱沖壓成形是將鋼板加熱到750℃以上，保溫一定時(shí)間進(jìn)行充分奧氏化以后，進(jìn)行熱沖壓成形，通過(guò)模具將鋼板淬火至室溫，以獲得1500MPa及以上強(qiáng)度級(jí)別的全馬氏體組織零件。由于熱沖壓用鋼是在高溫下成形的，因此能夠沖壓成形狀較為復(fù)雜的加強(qiáng)件，并且不會(huì)產(chǎn)生回彈，同時(shí)加強(qiáng)件的尺寸精度高，從而在汽車(chē)制造領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。在2006年期間，大約有1億件熱沖壓用鋼零部件在全球生產(chǎn)，目前全球每年約生產(chǎn)3億件熱沖壓用鋼零部件。

現(xiàn)有技術(shù)中的熱沖壓用鋼(22MnB5鋼)是通過(guò)模壓淬火獲得全馬氏體組織的零部件，因此抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1500MPa及以上。然而，此類(lèi)鋼材料的總伸長(zhǎng)率相當(dāng)有限，僅為5～6％左右，因此，在某些工作環(huán)境下被認(rèn)為并不能用于關(guān)鍵的安全零部件。出于對(duì)零部件的碰撞吸收能和沖擊載荷下材料耐斷裂性的考慮，汽車(chē)制造領(lǐng)域希望熱成形零部件具有更好的拉伸延展性。目前，主要通過(guò)在零件上組合不同厚度/力學(xué)性能的材料來(lái)提高碰撞吸收能，例如，拼焊板(TWB)和變厚板(VRB)等等。如何通過(guò)鋼材料的本身來(lái)提高其熱沖壓用鋼強(qiáng)塑性，從而在確保零部件強(qiáng)度的前提下提升零部件的拉伸延展性，在國(guó)際上的研究并不多。另外，熱沖壓用鋼的加熱溫度通常在930～950℃之間，加熱溫度較高，熱能消耗也大。如果能夠顯著地降低熱沖壓用鋼制造工藝過(guò)程 中的加熱溫度，則有利于節(jié)能減排，并且可以進(jìn)一步地降低熱沖壓用鋼的生產(chǎn)制造成本。

鑒于此，期望獲得一種汽車(chē)零部件材料，其具有較高的強(qiáng)度且較好的拉伸延展性。與此同時(shí)，企業(yè)還期望能夠通過(guò)熱沖壓用鋼零件熱沖壓前加熱能耗的減少，大幅度地降低生產(chǎn)制造成本。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的之一在于提供一種低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件，該汽車(chē)零部件具有較高的強(qiáng)度及較好的拉伸延展性。同時(shí)，該汽車(chē)零部件還具備了優(yōu)良的強(qiáng)塑性匹配，有利于提高由該鋼材制成的汽車(chē)零部件的碰撞吸收能。

為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提出了一種低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件，其微觀組織為馬氏體+奧氏體+鐵素體，該低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的化學(xué)元素質(zhì)量百分比為：

C：0.1％～0.3％；

Si：0.1％～2.0％；

Mn：3％～7％；

Al：0.01％～0.06％；

P≤0.02％；

S≤0.02％；

N≤0.005％；

余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。

本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的各化學(xué)元素的設(shè)計(jì)原理為：

碳：碳是鋼中典型的固溶強(qiáng)化元素，同時(shí)其還可以提高奧氏體的穩(wěn)定性，有利于在室溫下保留一定體積分?jǐn)?shù)的殘余奧氏體，從而產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)效應(yīng)。對(duì)于本技術(shù)方案來(lái)說(shuō)，當(dāng)碳元素含量低于0.1％時(shí)，鋼的強(qiáng)度較低，而當(dāng)碳元素含量高于0.3％時(shí)，鋼的性能則會(huì)惡化，尤其不利于鋼材料的焊接性能。為此，在本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的碳含量需要設(shè)定為0.1％～0.3％。

硅：硅是煉鋼脫氧的必要元素。硅不僅有一定的固溶強(qiáng)化作用，還具有抑制碳化物析出的作用。一旦硅含量不到0.1％，難以在鋼中獲得充分的脫氧效 果。然而，硅含量太高也會(huì)影響鋼的綜合性能。此外適量的硅元素還可以起到阻止?jié)B碳體析出的作用，從而提高冷卻過(guò)程中奧氏體的穩(wěn)定性。鑒于此，需要將低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的硅含量控制為0.1％～2％，并優(yōu)選為0.3％～1.5％。

錳：錳作為有效的合金元素，其可以降低鋼中的α-γ相的轉(zhuǎn)變溫度，即降低Ae1和Ae3的溫度。由于本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件中的錳含量為3％～7％，錳含量的增加使得本發(fā)明的鋼材較之于現(xiàn)有的22MnB5鋼具有低得多的奧氏體化溫度，由此通過(guò)Mn含量的設(shè)計(jì)可以有效地降低了該汽車(chē)零部件的制造工藝中的熱沖壓的加熱保溫溫度，也就是說(shuō)，現(xiàn)有技術(shù)中的熱沖壓的加熱保溫溫度可以從930～950℃被大幅度地降低，這樣本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件較之于現(xiàn)有的22MnB5鋼的生產(chǎn)制造成本將顯著下降。另外，通過(guò)Mn含量的設(shè)計(jì)還可以延緩回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化顯微組織，從而令鋼材中的晶粒尺寸控制在一閾值之下(例如，控制晶粒尺寸≤3μm)。通過(guò)富Mn設(shè)計(jì)可以起到晶粒細(xì)化作用，并提高鋼中奧氏體的穩(wěn)定性。當(dāng)溫度降低至室溫時(shí)，鋼中產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))，一方面提高鋼種的強(qiáng)塑性，另一方面降低熱沖壓加熱保溫溫度。此外，錳也大大提高了鋼材的淬透性，使得獲得馬氏體的臨界冷速大幅降低。因此，在本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的錳含量應(yīng)當(dāng)被設(shè)定為3％～7％，并優(yōu)選為5％～7％。

鋁：鋁在煉鋼過(guò)程中具有脫氧作用，鋁的添加是為了提高鋼水的純凈度。此外，鋁還能固定鋼中的氮，并與氮形成穩(wěn)定的化合物，有效細(xì)化晶粒。同時(shí)，鋼中添加鋁具有阻止?jié)B碳體析出，并促進(jìn)鋼中逆馬氏體相變的作用。因此，需要將本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件中的鋁含量限定在0.01％～0.06％范圍之間。

進(jìn)一步地，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的各化學(xué)元素含量滿足：24.2C(％)-2.8Si(％)+Mn(％)-10.1Al(％)≥2，式中的C、Si、Mn和Al分別表示相應(yīng)元素的質(zhì)量百分比，也就是說(shuō)公式中C、Si、Mn、Al代入的數(shù)值是百分號(hào)前的數(shù)值，例如C含量為0.2％的實(shí)施例中，該公式中C的代入數(shù)值就是0.2。。

在本技術(shù)方案中，盡管Mn的添加可以降低完全奧氏體化溫度，但由于本發(fā)明鋼中為了保證鋼種的力學(xué)性能還需要添加其它合金元素，而這些元素可能會(huì)提高奧氏體化溫度，因此，為了實(shí)現(xiàn)低溫?zé)釠_壓的低加熱溫度工藝，必須同 時(shí)考慮其它合金元素的影響。本案發(fā)明人在長(zhǎng)期的研究實(shí)驗(yàn)過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，對(duì)鋼種奧氏體化影響最為顯著的四個(gè)元素是C、Si、Mn和Al，其中C降低奧氏體化溫度的效果最為強(qiáng)烈，Mn元素雖然也可以降低奧氏體化溫度，但影響能力有限；而Si和Al的添加與C和Mn的效果相反，將會(huì)大幅提高完全奧氏體化溫度，并且Al對(duì)奧氏體化溫度提升的能力數(shù)倍于Si?；诖?，本案發(fā)明人根據(jù)大量實(shí)驗(yàn)研究設(shè)計(jì)了上述公式，以實(shí)現(xiàn)低奧氏體化溫度的目的。

進(jìn)一步地，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的奧氏體的相比例為5％～30％。

更進(jìn)一步地，在本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中，所述奧氏體包括典型奧氏體，典型奧氏體的相比例(即典型奧氏體占全部微觀組織的比例)為5～20％。

本案中提及的“典型奧氏體”是指變形過(guò)程中可以發(fā)生形變誘導(dǎo)塑性的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體。通過(guò)在馬氏體基體中引入亞穩(wěn)態(tài)奧氏體，可以在材料變形過(guò)程中產(chǎn)生顯著的相變誘導(dǎo)塑性(TRIP效應(yīng))，從而提高鋼種的碰撞吸收能。室溫下奧氏體的含量與Mn含量和晶粒尺寸的控制有關(guān)，提高M(jìn)n含量、減小晶粒尺寸，可以提高室溫下奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。此外，當(dāng)材料中同時(shí)存在一定分?jǐn)?shù)(≥1％)的穩(wěn)態(tài)奧氏體(變形過(guò)程中只發(fā)生形變不產(chǎn)生相變)時(shí)，由于奧氏體本身具有優(yōu)良的變形能力，其同樣可以提高鋼種的塑性，但其提高加工硬化的能力不如亞穩(wěn)態(tài)奧氏體。

更進(jìn)一步地，在本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中，鐵素體的相比例為≤20％。

由于鐵素體強(qiáng)度較大，因此過(guò)高比例的鐵素體不利于提高鋼種的強(qiáng)塑積。

進(jìn)一步地，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的晶粒尺寸≤5μm。

在本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中添加含量為3％～7％的錳不但可以降低熱沖壓的加熱保溫溫度，還可以延緩回復(fù)再結(jié)晶和晶粒的長(zhǎng)大(Mn在體心立方結(jié)構(gòu)中擴(kuò)散速度極慢)，細(xì)化鋼中的顯微組織，因此使得本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件的晶粒尺寸被控制在5μm以下。

進(jìn)一步地，在本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件中的化學(xué)元素還具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。

無(wú)論是上述合金元素Nb，V和/或Ti的單一添加或是復(fù)合添加均可以起到 晶粒細(xì)化的作用，并且提高鋼中奧氏體的穩(wěn)定性，從而來(lái)改善鋼材的微觀組織和綜合性能。上述合金元素的種類(lèi)可以根據(jù)實(shí)際需要進(jìn)行設(shè)計(jì)添加。

基于上述技術(shù)方案，在本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件中的主要雜質(zhì)元素為磷、硫和氮，這些雜質(zhì)元素應(yīng)當(dāng)被控制得越少越好，由此所獲得的汽車(chē)零部件就越純凈。然而，根據(jù)生產(chǎn)過(guò)程的實(shí)際冶煉水平，將雜質(zhì)元素控制得越低所產(chǎn)生的制造成本也就越高。綜合鋼材的純凈度指標(biāo)和制造成本的控制，將雜質(zhì)元素P，S和N分別設(shè)定為：P≤0.02％，S≤0.02％，N≤0.005％。

進(jìn)一步地，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的抗拉強(qiáng)度≥1500MPa，且伸長(zhǎng)率≥15％。

由于評(píng)價(jià)鋼材的塑性指標(biāo)之一包括伸長(zhǎng)率，并且伸長(zhǎng)率越大，鋼材的塑性越好，其在遭受外力破壞前可以經(jīng)受永久變形的性能就越好，因此，有益于提高該鋼材制成的汽車(chē)零部件的碰撞吸收能和沖擊載荷下材料的耐斷裂性能。

本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件可以采用下述這種鋼板經(jīng)過(guò)熱沖壓工藝制得：

一種鋼板，其化學(xué)元素質(zhì)量百分比為：C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3％～7％，Al：0.01％～0.06％，P≤0.02％，S≤0.02％，N≤0.005％，余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。

在某些實(shí)施方式中，上述鋼板的微觀組織為馬氏體。該鋼板的抗拉強(qiáng)度≥1200MPa。

在另外一些實(shí)施方式中，上述鋼板的微觀組織為鐵素體+奧氏體。該鋼板的抗拉強(qiáng)度≥800MPa。

進(jìn)一步地，上述鋼板的化學(xué)元素還具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。

進(jìn)一步地，上述鋼板中的Si含量為0.3％～1.5％。

進(jìn)一步地，上述鋼板中的Mn含量為5％～7％。

進(jìn)一步地，在上述鋼板中，其化學(xué)元素含量滿足：24.2C(％)-2.8Si(％)+Mn(％)-10.1Al(％)≥2，式中的C、Si、Mn和Al分別表示相應(yīng)元素的質(zhì)量百分比。

在某些實(shí)施方式中，上述鋼板的制造方法可以依次包括步驟：

(1)冶煉；

(2)鑄造；

(3)熱軋；

(4)退火；

(5)酸洗；

(6)冷軋。

其中，在所述步驟(3)中，將鑄坯加熱到1100～1250℃后控制軋制，開(kāi)軋溫度為950～1150℃，終軋溫度為750～900℃，卷取溫度為500～850℃，然后冷卻至室溫。

在所述步驟(4)中，退火溫度為550～850℃，時(shí)間不小于1h。

在所述步驟(6)中，冷軋壓下率≥35％，冷軋后的鋼板微觀組織為全馬氏體(即微觀組織全部為馬氏體組織)。

采用這種制造方法，可以制造微觀組織全部為馬氏體的鋼板，該鋼板的抗拉強(qiáng)度相對(duì)較高，可以達(dá)到1200MPa以上。

在另外一些實(shí)施方式中，上述鋼板的制造方法還可以依次包括步驟：

(1)冶煉；

(2)鑄造；

(3)熱軋；

(4)退火；

(5)酸洗；

(6)冷軋；

(7)退火。

其中，在所述步驟(3)中，將鑄坯加熱到1100～1250℃后控制軋制，開(kāi)軋溫度為950～1150℃，終軋溫度為750～900℃，卷取溫度為500～850℃，然后冷卻至室溫。

在所述步驟(4)中，退火溫度為550～850℃，時(shí)間不小于1h。

在所述步驟(6)中，冷軋壓下率≥35％。

在所述步驟(7)中，退火溫度為400～750℃，退火時(shí)間不小于60s。

相較于前一種制造方法，該制造方法在冷軋步驟后又增加了退火步驟，冷軋后的退火步驟可以使得鋼板相對(duì)于馬氏體鋼板軟一些，同時(shí)其強(qiáng)度也降低了，但是這種方法可以降低后續(xù)步驟的加工難度。采用該方法制得的鋼板的微 觀組織為鐵素體+奧氏體，其抗拉強(qiáng)度相對(duì)較低，可以達(dá)到800MPa以上。

本發(fā)明的另一目的在于提供一種本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的熱沖壓工藝，其中，熱沖壓的加熱保溫溫度為700～850℃，保溫時(shí)間為2～10min，以完成完全奧氏體化。

相較于現(xiàn)有的熱沖壓工藝，本發(fā)明所述的熱沖壓工藝采用的熱沖壓溫度低，加熱保溫溫度僅為700～850℃。由于本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件中的錳含量設(shè)計(jì)為3％～7％，使得本發(fā)明的汽車(chē)零部件較之于現(xiàn)有產(chǎn)品(例如，22MnB5鋼零部件)具有更低的奧氏體化溫度，這樣，由此通過(guò)Mn含量的設(shè)計(jì)就可以將現(xiàn)有技術(shù)中的熱沖壓的加熱保溫溫度從930～950℃降低至700～850℃，熱沖壓步驟中的加熱保溫溫度一旦被大幅度地降低，則該步驟所需的熱能消耗也就會(huì)顯著地減少。同時(shí)，本發(fā)明的汽車(chē)零部件中的3％～7％的錳含量還可以起到晶粒細(xì)化作用，提高鋼中奧氏體穩(wěn)定性的作用。同時(shí)，一旦溫度降低至室溫，變形時(shí)鋼中將產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))，既可以提高汽車(chē)零部件的強(qiáng)塑性，又能夠降低汽車(chē)零部件制造過(guò)程中的低熱沖壓加熱保溫溫度。

進(jìn)一步地，在上述熱沖壓工藝步驟中，在加熱爐中采用氮?dú)獗Ｗo(hù)進(jìn)行加熱保溫，控制所述加熱保溫溫度為700～850℃，所述保溫時(shí)間為2～10min，以完成完全奧氏體化；然后將坯料放入熱沖壓模具中進(jìn)行熱沖壓成形，熱沖壓保壓時(shí)間為3～15秒，沖壓力為300～1000噸；熱沖壓成形完成后，坯料在熱沖壓模具中冷卻。

本發(fā)明的又一目的在于提供一種上述低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的制造方法。該制造方法的核心在于熱沖壓步驟，在熱沖壓步驟中的加熱保溫溫度在確保鋼中的微觀組織全部奧氏體化的前提下得以大大地降低，加熱保溫溫度大幅度地下降，熱能消耗降低，減少了生產(chǎn)制造過(guò)程中的成本投入，有利于達(dá)到節(jié)能減排的目的。

為了達(dá)到上述發(fā)明目的，本發(fā)明公開(kāi)了上述低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的制造方法，其依次包括步驟：

(1)冶煉；

(2)鑄造；

(3)熱軋；

(4)退火；

(5)酸洗；

(6)冷軋；

(7)熱沖壓，其中熱沖壓的加熱保溫溫度為700～850℃，保溫時(shí)間為2～10min，以完成完全奧氏體化。

上述制造方法的核心在于熱沖壓步驟，在該步驟中熱沖壓溫度低，加熱保溫溫度僅為700～850℃。由于本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件中的錳含量設(shè)計(jì)為3％～7％，使得本發(fā)明的鋼材較之于現(xiàn)有的鋼材(例如，22MnB5鋼)具有更低的奧氏體化溫度，這樣，由此通過(guò)Mn含量的設(shè)計(jì)就可以將現(xiàn)有技術(shù)中的熱沖壓的加熱保溫溫度從930～950℃降低至700～850℃，熱沖壓步驟中的加熱保溫溫度一旦被大幅度地降低，則該步驟所需的熱能消耗也就會(huì)顯著地減少。同時(shí)，本發(fā)明的汽車(chē)零部件中的3％～7％的錳含量還可以起到晶粒細(xì)化作用，提高鋼中奧氏體穩(wěn)定性的作用。同時(shí)，一旦溫度降低至室溫，變形時(shí)鋼中將產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))，既可以提高鋼材的強(qiáng)塑性，又能夠降低鋼材制造過(guò)程中的低熱沖壓加熱保溫溫度。

進(jìn)一步地，在上述步驟(3)中，將鑄坯加熱到1100～1250℃后控制軋制，開(kāi)軋溫度為950～1150℃，終軋溫度為750～900℃，卷取溫度為500～850℃，然后冷卻至室溫，使微觀組織為全馬氏體組織。

更進(jìn)一步地，在上述步驟(4)中，退火溫度為550～850℃，時(shí)間不小于1h，退火后得到的微觀組織中含有為20～40％的奧氏體。

基于上述技術(shù)方案，經(jīng)過(guò)熱軋步驟后在鋼中形成了全馬氏體微觀組織。由于具有這樣的微觀組織的鋼材的硬度高且塑性差，需要在冷軋步驟前進(jìn)行一次退火，以在退火后形成20～40％的奧氏體微觀組織，從而來(lái)提高鋼板的塑性。另外，具有一定體積分?jǐn)?shù)的奧氏體的鋼材也便于后續(xù)冷軋。在冷軋過(guò)程中，大部分奧氏體微觀組織將再次轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體微觀組織。

進(jìn)一步地，在上述步驟(6)中，冷軋壓下率≥35％。

更進(jìn)一步地，在所述步驟(6)中，冷軋后還可以進(jìn)行冷軋后的退火步驟，退火溫度為400～750℃，退火時(shí)間不小于60s。

進(jìn)一步地，在上述步驟(7)中，在加熱爐中采用氮?dú)獗Ｗo(hù)進(jìn)行加熱保溫，控制加熱保溫溫度為700～850℃，保溫時(shí)間為2～10min，以完成完全奧氏體化；然后將坯料放入熱沖壓模具中進(jìn)行熱沖壓成形，熱沖壓保壓時(shí)間為3～15 秒，沖壓力為300～1000噸，熱沖壓成形完成后，坯料在熱沖壓模具中冷卻。

當(dāng)坯料在熱沖壓模具中冷卻至室溫時(shí)，鋼中完成馬氏體相變，同時(shí)保留一定體積分?jǐn)?shù)的奧氏體。與此同時(shí)，鋼中產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))，馬氏體相變過(guò)程導(dǎo)致鋼材的塑性升高，不但提高了汽車(chē)零部件的強(qiáng)塑性，還降低了汽車(chē)零部件制造過(guò)程中的熱能消耗。

本發(fā)明的技術(shù)方案通過(guò)對(duì)合金成分的合理控制，尤其是對(duì)于C和Mn元素含量的精確控制，在環(huán)境溫度降低至室溫的情況下，使得鋼材中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，由此來(lái)提高汽車(chē)零部件的強(qiáng)度和塑性。

另外，本發(fā)明的技術(shù)方案的合金種類(lèi)的添加數(shù)量少，Nb、V和/或Ti均為優(yōu)選添加的合金元素，在確保汽車(chē)零部件的微觀組織和力學(xué)性能的前提下，進(jìn)一步地優(yōu)化了合金元素的添加，使得本發(fā)明的技術(shù)方案更為經(jīng)濟(jì)合理。

本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件具備較高的強(qiáng)度，其抗拉強(qiáng)度≥1500MPa。在保證該強(qiáng)度級(jí)別的同時(shí)，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件還兼具良好的拉伸延展性，其伸長(zhǎng)率≥15％。

此外，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件具備優(yōu)良的強(qiáng)塑性匹配，有利于提高由本發(fā)明所述的汽車(chē)零部件制成的汽車(chē)零部件的碰撞吸收能和沖擊載荷下材料的耐斷裂性能。

通過(guò)本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的制造方法能夠獲得強(qiáng)度高，塑性好，拉伸延展性佳且強(qiáng)塑性匹配優(yōu)良的鋼材。

另外，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的熱沖壓工藝的熱能消耗省，成本投入經(jīng)濟(jì)。

附圖說(shuō)明

圖1為本發(fā)明實(shí)施例4-2中的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的微觀組織圖。

具體實(shí)施方式

下面將結(jié)合附圖說(shuō)明和具體的實(shí)施例對(duì)本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件及其制造方法及熱沖壓工藝做進(jìn)一步的解釋和說(shuō)明，然而該解釋和說(shuō)明并不對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案構(gòu)成不當(dāng)限定。

實(shí)施例1-6和對(duì)比例1-2

上述實(shí)施例和對(duì)比例中的汽車(chē)零部件采用下述步驟制得：

(1)冶煉：采用轉(zhuǎn)爐冶煉，控制各化學(xué)元素的質(zhì)量百分比如表1所示；

(2)鑄造：連鑄生產(chǎn)獲得鑄坯；

(3)熱軋：將鑄坯加熱到1100～1250℃后控制軋制，開(kāi)軋溫度為950～1150℃，終軋溫度為750～900℃，熱軋板厚度不大于20mm，卷取溫度為500～850℃，然后冷卻至室溫，使微觀組織為全馬氏體組織；

(4)退火：采用罩式爐退火，退火溫度為550～850℃，時(shí)間不小于1h，退火后得到的微觀組織中含有體積分?jǐn)?shù)為20～40％的奧氏體；

(5)酸洗：酸洗以去除熱軋過(guò)程和罩式退火過(guò)程中產(chǎn)生的氧化鐵皮；

(6)冷軋：控制冷軋壓下率≥35％；

(7)落料：根據(jù)熱沖壓零件的形狀進(jìn)行模具落料，也可以采用激光落料；

(8)熱沖壓：在加熱爐中采用氮?dú)獗Ｗo(hù)進(jìn)行加熱保溫以提高零部件表面質(zhì)量，控制加熱保溫溫度為700～850℃，保溫時(shí)間為2～10min，以完成完全奧氏體化；然后將坯料放入熱沖壓模具中進(jìn)行熱沖壓成形，熱沖壓保壓時(shí)間為3～15秒，沖壓力為300～1000噸；熱沖壓成形完成后，坯料在熱沖壓模具中冷卻。

另外，在步驟(1)中，還可以采用電爐或感應(yīng)爐進(jìn)行冶煉。

此外，在步驟(8)中，也可以在加熱爐中采用惰性氣體保護(hù)進(jìn)行加熱保溫。當(dāng)汽車(chē)零部件的外觀形狀較為簡(jiǎn)單時(shí)，也可以采用部分奧氏體化工藝。

需要說(shuō)明的是，馬氏體相變可能發(fā)生在坯料位于模具的冷卻過(guò)程中，也可能發(fā)生在坯料從模具取出后冷卻至室溫的過(guò)程中，這取決于坯料在模具中的熱沖壓保壓時(shí)間。當(dāng)冷卻至室溫時(shí)，零部件中還會(huì)保留一定體積分?jǐn)?shù)的奧氏體微觀組織。

另外，需要說(shuō)明的是，在實(shí)施例1-6中，步驟(6)之后獲得的是全馬氏體鋼。在其他實(shí)施方式中，為了降低后續(xù)加工工序的難度，也可以在步驟(6)的冷軋后增加一次冷軋后的退火，退火溫度為400～750℃，退火時(shí)間不小于60s，從而使得鋼板變得相對(duì)軟一些。

對(duì)比例2為現(xiàn)有技術(shù)中的22MnB5鋼汽車(chē)零部件。

表1列出了實(shí)施例和對(duì)比例的汽車(chē)零部件中的各化學(xué)元素的質(zhì)量百分配比。

表1.(wt％，余量為Fe和除了雜質(zhì)元素S、P和N之外的其他雜質(zhì)元素)

表2列出了實(shí)施例和對(duì)比例的汽車(chē)零部件的制造方法的具體工藝參數(shù)。

表2

需要說(shuō)明的是，實(shí)施例4-1到實(shí)施例4-4表示了它們均采用了表1所示的實(shí)施例4的化學(xué)元素的質(zhì)量百分配比。同理，對(duì)比例2-1和對(duì)比例2-2均采用了表1中對(duì)比例2的化學(xué)元素成分。

對(duì)上述實(shí)施例和對(duì)比例的汽車(chē)零部件取樣，進(jìn)行各項(xiàng)力學(xué)性能測(cè)試，將試驗(yàn)測(cè)得到的相關(guān)力學(xué)性能列于表3中。

表3列出了實(shí)施例和對(duì)比例的力學(xué)性能參數(shù)。

表3

從表3可以看出，本案各實(shí)施例的屈服強(qiáng)度均＞690MPa，抗拉強(qiáng)度均＞1500MPa，伸長(zhǎng)率均≥15％，說(shuō)明這些汽車(chē)零部件具備較高的強(qiáng)度和良好的拉伸延展性。

結(jié)合表1和表3的內(nèi)容可知，由于對(duì)比例1的碳含量超過(guò)0.3％，因此雖然在熱沖壓加熱保溫和冷卻的過(guò)程中所產(chǎn)生的馬氏體硬度較高，然而塑性卻不夠，使得對(duì)比例1的伸長(zhǎng)率僅為12.9％。

結(jié)合表2和表3的內(nèi)容可知，由于對(duì)比例2-2的Mn含量低，導(dǎo)致其奧氏體化溫度較高(≥800℃)，而熱沖壓加熱保溫溫度僅為780℃，未完全奧氏體化，馬氏體體積分?jǐn)?shù)不足，強(qiáng)度偏低，塑性也不足，因此對(duì)比例2-2的抗拉強(qiáng)度僅為1280MPa，未能達(dá)到1500MPa級(jí)別。

結(jié)合表1、表2和表3內(nèi)容可知，對(duì)比例2-1為現(xiàn)有技術(shù)中的熱沖壓用鋼22MnB5，對(duì)比例2-1的伸長(zhǎng)率僅為7.2％，其遠(yuǎn)低于實(shí)施例的汽車(chē)零部件的伸 長(zhǎng)率，說(shuō)明對(duì)比例2-1的塑性劣于實(shí)施例的塑性。另外，對(duì)比例2-1的熱沖壓加熱保溫溫度高達(dá)930℃，其所要需的熱能消耗遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于實(shí)施例的熱能消耗。

綜上所述，本發(fā)明的技術(shù)方案通過(guò)控制合理的成分設(shè)計(jì)和優(yōu)化的工藝參數(shù)，在基本不添加昂貴合金元素的情況下，通過(guò)碳元素和錳元素的成分設(shè)計(jì)，利用馬氏體相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))生產(chǎn)制造出兼具高強(qiáng)度和高延伸率的汽車(chē)零部件。該汽車(chē)零部件具有優(yōu)良的強(qiáng)塑性匹配，有利于提高汽車(chē)結(jié)構(gòu)件的抗碰撞性能，由此顯著地提升車(chē)身的安全性能。

另外，本發(fā)明所述的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的制造方法可以應(yīng)用于在常規(guī)的汽車(chē)板生產(chǎn)線和熱沖壓生產(chǎn)線上。

此外，基于本發(fā)明的技術(shù)方案，熱沖壓的加熱保溫溫度降低了100℃以上，大幅度地減少了熱能消耗，提高了工業(yè)生產(chǎn)的效率，節(jié)約了生產(chǎn)成本。

圖1顯示本發(fā)明實(shí)施例4-2的低溫?zé)釠_壓汽車(chē)零部件的微觀組織。

從圖1中可以看出，該汽車(chē)零部件的微觀組織為馬氏體+奧氏體+鐵素體，其中，奧氏體的相比例約為15％(經(jīng)XRD測(cè)量拉伸斷裂后未相變奧氏體約為0.5％，故典型奧氏體的相比例約為14.5％)，馬氏體的相比例約為80％，其余為鐵素體，汽車(chē)零部件奧氏體的晶粒尺寸為0.2-3μm。

需要注意的是，以上列舉的僅為本發(fā)明的具體實(shí)施例，顯然本發(fā)明不限于以上實(shí)施例，隨之有著許多的類(lèi)似變化。本領(lǐng)域的技術(shù)人員如果從本發(fā)明公開(kāi)的內(nèi)容直接導(dǎo)出或聯(lián)想到的所有變形，均應(yīng)屬于本發(fā)明的保護(hù)范圍。