新類別的溫成形先進高強度鋼的制作方法
【專利說明】
[0001] 相關(guān)申請的交叉引用
[0002] 本申請要求2013年2月22日提交的美國臨時申請No. 61/768,131的權(quán)益。
技術(shù)領(lǐng)域
[0003] 本發(fā)明涉及一種新型的可溫成形的先進高強度鋼（AHSS)。該鋼可溫成形，這是由 于其獨特的組織，該組織允許它產(chǎn)生相對高的強度而不需要奧氏體化和淬火。
【背景技術(shù)】
[0004] 現(xiàn)有的熱成形鋼是通過各種商品名包括USIBOR?，DUXTIB0R?等而產(chǎn)生馬氏體等 級的變體。這一類別材料能產(chǎn)生通常在1200至1600MPa范圍的高強度，具有5-8%的有限延 伸率。在生產(chǎn)條件下，這些等級的鋼在它們的退火軟條件下，和主要由鐵素體加上滲碳體構(gòu) 成，和因此表現(xiàn)出低拉伸強度。為了產(chǎn)生高強度部件，鋼必須被加熱到其奧氏體化溫度（即 A3)，其取決于化學(xué)組成通常在850-1000°C范圍。在適當(dāng)保持時間以形成單相奧氏體固溶體 后，鋼然后變形以產(chǎn)生部件，部件可以是各種結(jié)構(gòu)和非結(jié)構(gòu)零件。變形后，保持該部件以確 保保持形狀，然后取決于成形部件的厚度與鋼合金的特定淬透性，在油或水中淬火。通常， 采用典型至多0. 05wt%的少量添加硼來增加鋼的淬透性，這意味著它打開用于馬氏體形成 的工藝窗口。在正確的淬火時，鋼部件然后形成馬氏體結(jié)構(gòu)，其是堅硬和脆性的。通常進行 隨后的熱處理以產(chǎn)生回火馬氏體，其結(jié)果是通過犧牲一些強度水平改進延伸率。
[0005] 發(fā)明概述
[0006] 本發(fā)明涉及可加溫成形（通過直接加熱或感應(yīng)加熱在200°C至850°C的溫度下處 理1. 0秒至1小時的時間段）的鋼合金。元素組成范圍（原子百分比）包括：Fe存在量為 48. 0-81. 0，B2. 0-8. 0,Si4. 0-14. 0和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑（穩(wěn)定奧氏體形成的元素）， 包括Cu、Mn和Ni中的一種或多種，其中Cu的存在量為0. 1-6. 0原子百分比，Mn的存在量 為0. 1-21.0原子百分比和Ni的存在量為0. 1-16.0原子百分比。任選地，一種可以以至多 32. 0原子百分比的水平包括鉻。其它任選元素如C、Al、Ti、V、Nb、Mo、Zr、W和Pd可以以 至多10. 0原子％存在。已知/期望存在的雜質(zhì)包括Nb、Ti、S、0、N、P、W、Co、Sn，其可以以 至多10. 0原子％的水平存在。這里適用于溫成形的合金包括這里描述的1類、2類和3類 鋼。由于通過新的促成性（enabling)機理所促進的新的促成性組織類型，取決于上述鋼的 類別，應(yīng)用于離心澆鑄的本發(fā)明的鋼合金提供寬范圍的強度和延伸率的獨特性能組合。
[0007] 附圖簡要說明
[0008] 圖1鐵碳二元體系的富鐵區(qū)域的二元相圖。
[0009] 圖2二元Fe-c相圖，示出了新級別的溫成形鋼（上部突出）和常規(guī)鋼（下部突 出）之間的差異。
[0010] 圖3模型相圖，表示新的溫成形鋼等級的預(yù)期相平衡。
[0011] 圖4示出了關(guān)于形成這里的1類鋼的組織和機理。
[0012] 圖5示出了具有模態(tài)（Modal)組織的材料的代表性應(yīng)力-應(yīng)變曲線。
[0013] 圖6示出了關(guān)于形成這里的2類鋼合金的組織和機理。
[0014] 圖7示出了在2類合金中所示組織和相關(guān)機理的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。
[0015] 圖8示出了關(guān)于形成這里的3類鋼合金的組織和機理。
[0016] 圖9示出了在3類合金中所示組織和相關(guān)機理的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。
[0017] 圖10在鑄態(tài)狀態(tài)的板材圖像。
[0018] 圖11納米鋼尺寸R&D樣品的幾何形狀，其經(jīng)改變以增大掌握部分至9. 5毫米，以 容納1/8"掌握針孔。
[0019] 圖12在合金213中的拉伸延伸率和屈服應(yīng)力的溫度依賴性。
[0020] 圖13在HIP周期和熱處理之后，在變形到57. 5%之前和之后的3類合金36樣品 的視圖。
[0021] 圖14在來自合金82的商業(yè)片材中的拉伸強度，屈服應(yīng)力和拉伸延伸率與測試溫 度的函數(shù)關(guān)系。
【具體實施方式】
[0022] 由于非常不同的冶金和促成性冶金轉(zhuǎn)變（即不從奧氏體到馬氏體），新類別的溫 成形鋼不需要奧氏體化。在圖1中顯示了二元Fe-C相圖的富鐵二元部分。該圖用于描述 在~30, 000種已知的全球等效鐵和鋼合金中的基本相平衡。在圖2中，F(xiàn)e-C二元相圖用于 顯示新類別的溫成形鋼和常規(guī)鋼之間的差異。除了奧氏體不銹鋼和TWIP(孿生誘導(dǎo)塑性） 鋼，幾乎所有常規(guī)鋼的開發(fā)的主要焦點是基于共析轉(zhuǎn)變的熱處理和組織發(fā)展。盡管熱處理 溫度、時間和策略可以廣泛地變化，但一般第一步驟是將鋼加熱到單相奧氏體區(qū)域。至目標(biāo) 溫度的加熱速率和在該溫度的時間是重要的，因為鋼的淬透性對于材料的平均晶粒尺寸敏 感。根據(jù)鋼如何從奧氏體化溫度冷卻或淬火，將會導(dǎo)致產(chǎn)生在寬范圍的特征組織，包括珠光 體、上和下貝氏體、球狀滲碳體（spherodite)、和馬氏體。另外，可生產(chǎn)具有不同分?jǐn)?shù)的所有 這些特征顯微組織以及鐵素體，殘余奧氏體和滲碳體相的復(fù)合或雙相顯微組織。
[0023] 如圖2所示，新類別的溫成形鋼固有地不同，因為相和組織開發(fā)上的焦點在包晶 區(qū)域而不是共析區(qū)域。注意，包晶不變（peritecticinvariant)反應(yīng)涉及液體與特定的轉(zhuǎn) 變，液體+S鐵素體產(chǎn)生奧氏體。這非常不同于固態(tài)共析轉(zhuǎn)變，其產(chǎn)生奧氏體產(chǎn)生鐵素體加 上滲碳體。
[0024] 為了進一步解釋這些差別，在圖3中提供了用于溫成形合金的模型相圖。x-軸（標(biāo) 示為原子百分比合金）是指如上所述的包括Fe，B和Si，和Cu、Mn或Ni中的至少一種的合 金。然后，y軸上的溫度將取決于所選擇的合金而變化?？梢钥闯?，在這里的鋼的復(fù)雜多組 分相圖中沒有對于現(xiàn)有鋼來說非常關(guān)鍵的共析轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變包括通過包晶轉(zhuǎn)變的初始凝固和 與Y/奧氏體穩(wěn)定性環(huán)相關(guān)的奧氏體到鐵素體轉(zhuǎn)變的高溫部分。
[0025] 這里產(chǎn)生的新類型鋼可包括溫成形的這里所述的任何1類、2類或3類鋼合金，但 是優(yōu)選包括溫成形的2類或3類鋼合金。這些1類、2類和3類鋼組織對高溫穩(wěn)定，和可在 已知用于具有30-120%的典型熱成形延展性的熱成形工藝的常規(guī)溫度下熱成形。但是，這 里的1類、2類和3類鋼在室溫下顯示出相對高的強度和延展性，和在溫暖溫度下（即200 到850°C)保持它的高延展性。因此，可以通過各種方法包括冷乳、沖壓、乳制成形、液壓成 形等用于冷變形。此外，現(xiàn)在可通過溫成形工藝處理1類、2類和3類鋼。在溫成形中，現(xiàn)在 通過直接加熱（例如爐加熱）和/或感應(yīng)加熱將上述鋼加熱至小于溫成形的溫度范圍，通 常為200-850°C，持續(xù)1.0秒至1小時的時段。因為多個關(guān)鍵因素（將在隨后加以描述）， 該溫度范圍使制造成為可能。簡言之，現(xiàn)在溫成形可以降低成本，同時通過最小化或避免在 冷成形鋼的發(fā)現(xiàn)的回彈問題而產(chǎn)生新功能。
[0026] 溫成形鋼的促成性優(yōu)點/新功能
[0027] 鋅涂層
[0028] 通過通常稱為鍍鋅的方法保護鋼不受腐蝕，該方法提供陽極犧牲涂層以保護鋼的 表面不受腐蝕。有多種將鋅或鋅合金施加到表面的方法，包括常規(guī)鍍鋅、熱浸鍍鋅、鍍鋅退 火等。所有這些方法具有相同的特征，鋅以不同程度結(jié)合到鋼的表面。對于溫成形，這是一 個問題，因為鋅顯示出419°C的低熔點。因此，在常規(guī)的馬氏體/可壓制成形的鋼的熱成形 過程中，鋅涂層熔化且蒸發(fā)，因而使所得的鋼部件易于遭受腐蝕性侵蝕。盡管努力產(chǎn)生較厚 的初始鋅層和/或縮短熱成形的周期時間來限制高溫暴露，但結(jié)果都是徒勞的，導(dǎo)致高成 本的隨后部件成形涂覆步驟以恢復(fù)陽極表面。通過在低于鋅的熔點（即~200至~419°C) 的溫度下的溫成形，鋅損失的問題可最小化或完全避免。因此，由溫成形加工的新的納米模 態(tài)（NanoModal)鋼通過用常規(guī)鍍鋅工藝預(yù)涂覆然后在成品溫變形部件中保持該保護涂層 的能力產(chǎn)生新的功能。
[0029] 周期時間
[0030] 常規(guī)的熱成形路線利用傳送帶型連續(xù)爐，其允許以連續(xù)的方式進料熱成形的部 件，在熱變形之前到達其目標(biāo)奧氏體化溫度。這些連續(xù)氣體加熱爐的長度可為50米以上， 而且如果在熱成形操作過程中出現(xiàn)任何問題，通常廢棄移動通過長的爐子的所有部分，因 為在隨后的再加熱過程中，它們的冶金組織將會受到不可恢復(fù)的有害影響。通過加熱到用 于溫成形的較低溫度，所使用的此連續(xù)爐的長度需要顯著更小，需要更少的基礎(chǔ)設(shè)施，更低 量的廢棄部分，和特別是更低的能量成本。這最終導(dǎo)致更低成本的部件，由此允許該技術(shù)用 于更廣泛的應(yīng)用范圍。
[0031] 氧化/后處理
[0032] 限制溫成形的成本因素是在高溫暴露期間形成的氧化皮/氧化物的去除，因而需 要通過現(xiàn)有的噴丸/噴砂處理去除。由于對于奧氏體化現(xiàn)有材料必要的提高溫度的暴露， 因此發(fā)生氧化。此外，該工藝不適于惰性氣體氣氛，因為在熱成形后，這些部件必須在液體 介質(zhì)中進行淬火以形成馬氏體，因此產(chǎn)生額外的氧化。對于新類別的溫成形鋼，該變形的溫 度會顯著更低，這限制/防止了對于高溫暴露為典型的氧化。另外，由于溫成形鋼不需要淬 火和它們在固態(tài)下呈現(xiàn)出對于冷卻速率的不敏感響應(yīng)，因此在保持于惰性氣氛中以防止或 最小化氧化的同時可能夠加工溫成形的部件。因而，這有望導(dǎo)致不需要經(jīng)受昂貴的噴砂/ 噴丸工藝的部件，因為避免了氧化皮形成。
[0033] 冷卻/水淬火
[0034] 現(xiàn)有的熱成形鋼需要從它們的高溫奧氏體化溫度淬火以便形成提供高強度的馬 氏體組織。在油、水、鹽水、鹵水等中淬火期間，可發(fā)生部件畸變和/或開裂，這可引起較高 比例的廢料。此外，由于馬氏體組織的形成是與冷卻速率高度相關(guān)的，因此可發(fā)生一些區(qū)域 的冷卻不足，例如當(dāng)從液體介質(zhì)形成蒸氣阻擋體時。這導(dǎo)致在某些區(qū)域的較低的強度水平， 產(chǎn)生有限強度的不足，這造成在部件設(shè)計時，通常導(dǎo)致比必要更高的規(guī)格厚度和更重的部 件，以克服局部強度變化。新類別的納米模態(tài)溫成形鋼不需要水淬火，且不需要加熱到在常 規(guī)的奧氏體化中發(fā)現(xiàn)的高溫。因此，由于沒有淬火畸變，嚴(yán)格的尺寸控制是可能的。這導(dǎo)致 更低的廢品率和該技術(shù)的降低成本。
[0035] 預(yù)成型/最終精加工
[0036] 因為現(xiàn)有體馬氏體鋼需要在高溫奧氏體化，熱變形，然后在液體介質(zhì)中淬火，所以 所得的部件從原始的坯料尺寸畸變。由于存在畸變，特別是在淬火期間的畸變，在部件中的 最終細(xì)節(jié)（即最后的修整，并孔等）不可能是在起始坯料中預(yù)成型。因此，需要在后沖壓操 作中的昂貴的激光修整或機械再引?。╮e-striking)(其需要昂貴的模具）作為最終后精 加工以放入最終孔中，且修整成最終部件尺寸，所述模具需要定期維護以處置由所需的熱 成形造成的極強材料。通過溫成形，有顯著較低的溫度范圍，導(dǎo)致顯著更低的熱膨脹，連同 不需要淬火，這意味著溫成形鋼提供了先前未知的設(shè)計和加工能力。因此，在溫成形前，起 始坯料可以完全或部分地預(yù)成形有孔和適當(dāng)修整，從而產(chǎn)生新功能和消除現(xiàn)有的熱成形工 藝所固有的最后的昂貴激光修整加工。
[0037] 新類別的鋼合金
[0038] 這里的非不銹鋼的合金是這樣的：它們能夠形成這里描述的作為1類鋼、2類鋼或 3類鋼，其優(yōu)選為具有可鑒別的晶態(tài)晶粒尺寸形態(tài)的晶態(tài)（非玻璃質(zhì)）的。這里詳細(xì)描述合 金形成這里所述的1類、2類或3類鋼的能力。然而，有用的是首先考慮1類、2類和3類鋼 的總體的特征描述，現(xiàn)在在下面提供這些。
[0039] 1 類鋼
[0040] 在圖4中示出了這里的1類鋼的形成。如圖所示，最初形成模態(tài)組織，該模態(tài)組織 是起始于合金的液體熔體和通過冷卻而凝固的結(jié)果，其提供了具有特定晶粒尺寸的特定相 的成核和生長。因此，這里提到的模態(tài)可理解為具有至少兩種晶粒尺寸分布的組織。這里 的晶粒尺寸可以理解為特定的特別相的單晶尺寸，優(yōu)選可由例如掃描電子顯微鏡或透射電 子顯微鏡的方法鑒別。因此，優(yōu)選可由通過實驗室規(guī)模工序和/或通過工業(yè)規(guī)模方法例如 粉末霧化或合金鑄造進行加工而得到1類鋼的組織#1。
[0041] 因此，當(dāng)從熔體冷卻時，1類鋼的模態(tài)組織初始顯示出如下晶粒尺寸：（l)500nm至 20000nm的基體晶粒尺寸，含有鐵素體和/或奧氏體；（2) 25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸 (即非