一种铌钒复合微合金化热成形钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及热成形钢，具体涉及铌钒复合微合金化热成形钢及其生产方法。

背景技术

轻量化是集先进结构、材料、制造工艺于一体的综合技术领域，其中材料是实现汽车轻量化的基础。目前，为在轻量化基础上同时确保车辆具有高的安全性，当前国内外汽车用钢强度级别逐年提升，典型如DP钢、TRIP钢、Q&P钢、TWIP钢、纳米贝氏体钢、马氏体钢等。DP(dual-phase)钢是低碳钢或低合金钢经临界区热处理或经控制轧制而得到的高强度钢，TRIP钢是指由钢组织中逐步进行的马氏体相变过程导致的塑性升高的超高强度钢，又称相变诱导塑性钢，Q&P钢是一种具有TRIP效应的、高强度高塑(韧)性的马氏体钢，TWIP钢是twinning induced plasticity steel的简称，全称：孪生诱发塑性钢。在强度超过1000MPa后，上述钢材均存在冲压成形回弹严重、成形性差等问题，难以制备复杂形状汽车零部件，尽管诸如Q&P钢、TWIP钢、纳米贝氏体钢、中锰钢等通过高合金元素设计或者特殊工艺改善其成形性，但是存在制备难度高、工艺过程复杂、成本高等缺点，均未在国内汽车制造业实现规模化应用。为此不得不努力寻找一种易于实施的超高强度汽车零部件生产工艺。热成形技术通过简单合金成分设计，将高温成形与淬火强化相结合，能获得1500MPa强度级别零部件，完美解决超高强与良好成形性之间的矛盾，已成为当前国内外各大汽车厂商实现车型轻量化的主要途径之一。

热成形技术在欧美地区起步较早，技术成熟度较高，从材料开发、工艺过程、设备集成、性能测评等方面均达到较高水平，形成了一批实力雄厚的热成形配套厂商，并较早的实现了在汽车行业内的应用。其中欧美系车热冲压件应用相对较多，大众、福特、通用、宝马、奔驰、沃尔沃等知名汽车厂商代表车型上均较大比例应用了超高强度热成形零件，一般质量占比约15％，沃尔沃部分车型热成形零件质量占比已超过40％，日韩系车热冲压件应用相对较少。此外，针对工艺发展，传统主要采用的是等厚、等强度板热成形方法，近年来诸如轧制差厚板、激光拼焊板、补丁板、板料定制加热、局部烘烤硬化软化等新型热成形工艺方法也逐步实现应用。国内最早从2000年左右开始发展热成形技术，截至目前全国共计拥有约50条热成形生产线，其中大部分为进口。为缩短与国外先进水平间的差距，近10年国内也相继开展了热成形技术的国产化研究。随着近年来国内外汽车轻量化技术持续发展，并伴随着汽车碰撞安全法规日趋严格，对于热成形钢而言在现有性能水平基础上为满足更高服役性能要求，亟待解决以下关键技术问题。

1)氢致延迟断裂性能，汽车安全与轻量化需求使1000MPa以上超高强钢应用越来越广泛，强度越高则氢脆敏感性越高，汽车零件的延迟断裂会严重危及驾乘人员的安全。超高强钢延迟断裂主要是可扩散氢与应力共同作用的结果。因此改善超高强钢氢致延迟断裂性能的基本出发点应该为：一方面要尽量降低钢中的氢含量；另一方面是在基体中形成有效的氢陷阱“捕获”可扩散氢。

2)碰撞服役工况下的断裂韧性，热成形零件作为安全构件，在车辆事故中往往将承受强烈的瞬时冲击力，从安全性考虑，一般需要零件基体应具有足够高的强度及足够优异的韧性以满足最大限度保护乘客的要求，而淬火马氏体组织具有强度有余而韧塑性不足特点，具体体现为材料或零件冷弯性能(弯曲极限角度)普遍不足，这会导致在车辆碰撞过程中热成形件易发生脆断，无法有效吸收碰撞能量，不利于乘员安全。因此为提升热成形零件碰撞性能，亟待进一步提升其原材料强韧性。

基于上述分析，当前为实现热成形技术在汽车上的成熟应用，亟待解决零件延迟断裂、提升冷弯性能两大共性技术问题。

CN101275200公开了一种热成形马氏体钢，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.10～0.33％，Si：0.50～2.30％，Mn：0.50～2.00％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，Al：0.015～0.060％，O：≤0.002％，N：0.002～0.008％，其余为Fe及不可避免的不纯物。其抗拉强度为1300MPa～1700MPa，延伸率高于15％，主要通过添加0.50～2.30％的Si，在热成形工序中马氏体转变前采用缓冷工艺获得一定量残余奥氏体的方法，提高断后延伸率。然而此方法热成形时工艺控制难度大，缓冷工艺使生产效率降低，同时残余奥氏体的存在也限制了应用。

CN102296242A公开了一种汽车用高韧性热成形钢板的热处理方法，其成分质量百分比为：C：0.20～0.40％，Si：0.10～0.50％，Mn：1.0～2.0％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Nb：0.02～0.06％，Ti：0.01％～0.05％，Cr：0.1～0.5％，B：0.001～0.005％，Al：0.01～0.1％，N：≤0.01％，其余为Fe及不可避免杂质。热成形钢板在冲压成形后放入退火炉内；在100～500℃范围内，进行1～10min的回火处理，将回火后的钢板取出后再空气中自然冷却至室温。该申请在传统热成形钢的基础上，通过回火的方法消除钢板快速冷却产生的内应力和软化马氏体组织，进而改善高强韧性钢的韧性，但其强度也有较为明显的降低，且生产效率及成本较高。

CN102286689A公开了一种双相热成形钢的制备方法，该钢的主要化学成分质量百分比为：：C：0.10～0.50％，Si：0.30～2.50％，Mn：1.0～3.0％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Al：1.0～3.0％，N：≤0.01％，余量为Fe及不可避免杂质；制造方法为：首先根据化学成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热，加热温度为1200～1250℃，保温0.5～1.5小时，终轧温度为800～900℃，卷取温度为600～700℃；热成形工艺为：加热温度为750～850℃，保温3～8min，以大于40℃/s的速度冷却至室温，主要通过设置热成形工艺的加热温度为780～850℃，进而使得热成形钢处于奥氏体和铁素体对应的两个相区，快冷即可获得铁素体和马氏体构成的双相组织。通过此方法虽然使得成形后的钢板塑性增加，但强度大幅降低。

CN104195443A公开了一种汽车用高抗弯性能热成形钢及其制造方法，该钢的主要化学成分质量百分比为：C：0.18～0.30％，Si：≤0.30％，Mn：1.00～1.60％，P：≤0.015％，S：≤0.0020％，Nb：0.02％～0.10％，Mo：0.15％～0.40％，V：≤0.10％，W：≤0.40％，Ti：0.02％～0.06％，Cr：0.10～0.30％，B：0.0005～0.0040％，Al：0.020～0.060％，N：≤0.004％，O：≤0.003％，余量为Fe及不可避免杂质；制造方法为：首先根据化学成分进行冶炼铸造，原料坯入加热炉加热至1100～1250℃，保温2.8～4小时，精轧温度控制在820～890℃，卷取温度为540～650℃，然后再进行冷轧退火处理。热成形工艺为：加热至奥氏体化温度，保温，以大于40℃/s的速度模淬至小于等于200℃。该方法通过加入大量的合金元素，细化晶粒，从而提高热成形钢的塑韧性。但是，大量的合金元素加入大大增加了材料的制造成本；同时，这种热成形钢是在传统热成形钢的基础进行的改进，主要还是通过添加B元素来提高淬透性，但是B元素的添加给钢材的控制生产带来了一定的难度。

CN103614640A公开了一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢，其化学成分按重量百分比为C0.18～0.28％，Si0.05～0.50％，Mn0.20～0.90％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr0.20～1.50％，Mo0.01～0.30％，B0.0006～0.0030％，Al0.010～0.100％，余量为Fe及不可避免的其它杂质元素；其制备方法在炼钢、铸坯、热轧、酸洗和冷轧工序结束后经过热冲压成形工序，才能制备而成；金相组织为全马氏体。该热冲压成形用钢具有细晶粒、抗氧化、低的临界冷速等特点，可以在无保护气氛条件下正常使用，其性能满足热冲压成形板抗氧化性能和热冲压成形构件强度要求。其突出优势还在于良好的抗高温氧化性能，经性能测试该钢种在抗弯性能、冲击性能、抗氢致延迟断裂性能方面有一定劣势，且成本较高。

CN106947919A公开了一种高韧性热成形钢及其生产方法，其化学成分重量百分比为：C：0.1～0.25；Si：0.1～0.5；Mn：1.0～2.0；P：≤0.020；S：≤0.010；Al：0.01～0.06；Cr：0.1～0.5；Nb：0.01～0.06，余量为Fe和不可避免的杂质。还涉及所述高韧性热成形钢的生产方法，生产工艺采用炼钢→热轧→酸轧→连退。所制成的钢板在具有高强度的同时也有良好的抗弯曲性能。该钢种为铌微合金化热成形钢，其在抗氢致延迟断裂性能方面主要依靠铌的晶粒细化作用促进氢在基体中的分布弥散化予以保证。

CN107354385A公开了一种汽车用超高强热成形钢的制备方法，将冲压成形与低温贝氏体等温相结合，综合利用微合金细化、控轧控冷细化、预变形和低温贝氏体等温等细化技术，获得由无碳化贝氏体、少量的块状残余奥氏体和体积分数小于10％的马氏体组成的超细组织，其抗拉强度为1500～2200MPa，延伸率为10～20％。超高强钢的制备工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→裁剪→热冲压成形→低温贝氏体等温。热冲压成形时，首先将裁剪好的热轧板重新加热至Ac3+50℃奥氏体化，保温0.5～1h，而后立即移至热冲压设备上进行冲压成形，利用热冲压模具的快冷淬火作用，将过冷奥氏体冷却至Ms点之下并等温0.5～1min，迅速放入200～300℃的盐浴炉或电阻炉中等温4～6h，进行等温贝氏体转变，后取出空冷至室温。此申请合金元素偏高、制备工艺非常复杂，在汽车行业内推广有难度。

CN110257702A公开了一种热冲压成形用钢及其热成形方法，该发明钢中含有：C：0.11％～0.30％，Si：0.19％～0.35％，Mn：0.80％～1.9％，P≤0.010％，S≤0.010％，Als：0.015％～0.06％，Cr：0.21％～0.50％，Nb：0.03％～0.07％，Mo：0.11％～0.25％，Ni≤3.0％，Ca：0.0004％～0.006％并且含有以下元素中的一种或多种，Ti：0.046％～0.060％，B：0.0004％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。铸坯加热温度1100～1250℃，开轧温度1050～1200℃，终轧温度≥850℃，卷曲温度500～700℃，冷轧压下率≥65％。奥氏体化温度900～950℃，保温3～8min；空冷时间4～8s；淬火冷却速度≥20℃/s，淬火水温40～60℃。成品钢板厚度1.0～2.0mm，钢板的抗拉强度≥1500MPa，延伸率≥6％。该钢种同样，在价格方面优于Mo、Ni等贵重金属元素的摄入，性价比较低。

CN106811689A公开了一种抗拉强度≥2000MPa的热成形钢的制备方法，化学成分以质量百分比计为：C 0.3％～0.5％，Si 1.2％～1.7％，Mn1.4％～2.0％，Al0.01％～0.07％，Cr≤1.5％，P≤0.008％，S≤0.005％，B 0.001％～0.01％，Ti 0.05％～0.1％，Nb0.01％～0.08％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；采用冶炼、热轧、冷轧、罩式退火得到热成形钢，经奥氏体化淬火后，屈服强度Rp0.2＝1000MPa～1200MPa，抗拉强度Rm≥2000MPa，延伸率A50＝8％～9％；采用罩式退火工艺，将热成形前的基料强度降至屈服强度424MPa～588MPa，抗拉强度616MPa～760MPa，延伸率A50提高至17.3％～20.4％，大大降低了热成形前进行形状裁剪和切削加工过程中由于强度太高造成的开卷困难，开卷断带，剪切落料脆裂，边部应力过高，损坏剪切加工刀刃等问题。此申请钢材热成形后强塑性优异，但是涉及热成形前的罩式退火预处理，且硅含量偏高，增加了该钢种制备及其热成形的工艺流程复杂性及难度。

CN107699804A公开了一种降低1500MPa薄板热成形钢氢致滞后开裂的方法，将1500MPa级热成形钢放入在带有氮气保护气氛的加热炉内加热到900～950℃时保温180～300s进行奥氏体化；然后置于带有控温装置的模具内进行冲压热处理成形，淬火冷却速度为20～40℃/s、并控制模具温度使钢板淬火温度在350～400℃之间温度下保温30～300秒，然后水淬至室温。通过在热成形过程中特殊的热处理工艺，使得最终获得的组织不是单一的马氏体而是马氏体和一定量的残余奥氏体，奥氏体含量在6～12％，既不降低材料的抗拉强度，又极大地提高了材料的延伸性，拥有更高的强塑积，并且还有较好的抗氢致滞后开裂的性能。此申请从理论层面完全是合理的，但是生产方法过于繁琐，目前还难以应用于实际汽车大规模生产中。

CN109082599A公开了一种热成形钢板和提高热成形钢板的延伸率的方法，该发明热成形钢板化学成分为：C0.18-0.23％，Si0.10-0.25％，Mn 1.0-1.3％，P≤0.015％，S≤0.01％，Ti0.01-0.05％，B0.0010-0.0035％，Cr0.10-0.30％，La0.0015-0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质。该申请通过加入稀土La、优化轧制和缓冷处理工艺，获得了一种高强高延伸率的钢板新材料，但稀土元素的添加也为该类钢的工业化推广增加了难度。

发明内容

本发明的目的是提供一种铌钒复合微合金化热成形钢及其生产方法，以解决目前钢材氢致延迟断裂性能和冷弯性能较低的问题。

本发明所述的铌钒复合微合金化热成形钢，按重量百分比计包括如下组分：0.23～0.29％的C，0.2～1.0％的Si，1.0～2.5％％的Mn，0.02～0.06％的Al，0.2～1.0％的Cr，0.001～0.003％的B，0.01～0.04％的Ti，0.03～0.08％的Nb，0.03～0.08％的V，N≤30ppm，P≤0.020％，S≤0.010，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

碳C：0.23～0.29％：钢中最经济、最基本的强化元素，固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，其屈服强度和抗拉强度会得到大幅提升，但提高C含量会降低其塑性、冲击韧性和焊接性能，不同热冲压成形构件对材料强度和韧性要求有差异，因此具体碳含量根据构件对性能的要求决定，一般构件的抗拉强度要求为1500～1700MPa。根据淬火马氏体强度与碳含量的关系最终确定本发明C含量控制在0.23～0.29％。

硅Si：0.2～1.0％：能溶于铁素体和奥氏体中，显著提高钢的屈服及和抗拉强度，且有助于钢材的脱氧。Si含量太低会导致脱氧不完全，Si含量过高会导致钢材的塑性、可焊性、钢板轧后表面质量较低，增加钢材表面的脱碳敏感性，从而降低了热成形后的零件整体强度。因此，本发明中针对Si含量的控制范围为0.2～1.0％。

锰Mn：1.0～2.5％：良好的脱氧剂和脱硫剂，一定量的Mn能消除或减弱由于硫所引起的钢的热脆性，改善钢的热加工性能。Mn还是扩大奥氏体区的元素，使γ区下移，降低Ar3温度，增大奥氏体过冷度，因而提高了晶粒的细化程度。同时Mn能有效的降低脆性转变温度，但Mn含量升高会降低钢的抗氧化性，同时对钢的连铸质量、成品钢板的焊接性能不利。因此本发明中基于发挥Mn正面作用，并适应于工业化量产角度出发，设定其含量为1.0～2.5％。

铬Cr：0.20～1.00％：提高钢的淬透性的重要元素，固溶到奥氏体中以提高奥氏体的稳定性，有助于提高钢的淬透性获得马氏体组织。因此，对于热冲压成形用钢而言需添加较高的Cr提高淬透性，进而提高钢的强度；且Cr含量在0.20％以上时，表层可形成致密的Cr

硼B：0.001～0.003％：主要是提高钢的淬透性，只须加入极微量就会有明显的影响，淬透性可以成倍的提高，从而可以节约其它昂贵的金属元素。同时，B可以提高材料的高温强度。但B的含量超过一定数值后淬透性保持不变。因此本发明中B含量控制在0.001-0.003％。

铌、钒：0.03～0.08％：铌的作用主要是在高温奥氏体状态下防止奥氏体产生粗化，从而有利于获得细小的淬火马氏体组织。一般铌对晶粒细化的作用大约≥0.03％条件下方可起到显著的作用，但是超过约0.08～0.10％以后，其细化晶粒的作用不再明显，且可能会影响到钢材的淬透性，因此本发明中铌Nb含量设定为0.03-0.08％。钒的作用主要是提升材料淬透性，且在淬火冷却过程中，其会在晶粒内部以纳米级第二相形式析出，产生一定的沉淀强化效果，除此以外钒的纳米第二相能够起到对基体中自由扩散氢元素的有效捕获作用，从而有利于提高钢材的氢致延迟断裂敏感性，考虑到钒的成本，本发明中钒含量设定同样为0.03～0.08％。

钛：0.01-0.04％：钛与N、O都有极强的亲和力，与S的亲和力比Fe强，因此，它是一种良好的脱氧去气剂和固定N的有效元素，避免B与N结合形成BN，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显的作用。此外，钛本身也是极强的细化晶粒元素。但钛含量过高容易形成粗大碳氮化物，恶化材料性能。因此本发明中钛含量设定为0.01-0.04％。

铝Al：0.02-0.06％：铝是钢中常用的脱氧剂，同时添加适量的Al能够细化晶粒，改善钢材的强韧性能，太低的Al含量脱氧效果不明显，太高的Al含量会产生夹杂。但过量添加时，将使非金属夹杂物粗化而使伸长率变差，影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能。因此本发明中Al含量设定为0.02～0.06％。

磷P：≤0.020％、硫S：≤0.010％：磷和硫是钢中的有害杂质元素，原则上应尽量降低其含量。因此本发明中限定P≤0.020％、S≤0.010％。

氮N：N≤30ppm：对于热成形钢而言，硼对提高材料的淬透性可谓至关重要，若氮含量偏高，则易生成BN，从而降低B对淬透性的作用，因为针对热成形钢中的氮，应越低越好，因此，本发明设定钢中的氮≤30ppm。

进一步，按重量百分比计包括如下组分：0.25～0.26％的C，0.6％的Si，1.7％％的Mn，0.04％的Al，0.6％的Cr，0.002％的B，0.025％的Ti，0.055％的Nb，0.045％的V，N≤30ppm，P≤0.020％，S≤0.010，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

一种铌钒复合微合金化热成形钢的生产方法，按照上述的铌钒复合微合金化热成形钢的各个组分的重量百分比称取原料，依次进行铁水扒渣、转炉冶炼、挡渣出钢、钢包脱氧合金化、连铸、热轧、卷取、冷轧、连退、罩退、热冲压成形；所述热冲压成形为：将罩退后的钢材加热至870～970℃并保温3～6min，然后在8～15s内将高温态钢材取出并转移至模具中进行热冲压成形及淬火处理，经模具淬火快冷至200℃以下出模，使得钢材基体转换为全马氏体组织。

进一步，所述转炉冶炼终点温度控制在1150～1250℃；

热轧温度为850～950℃；

热轧后在温度为550～700℃的条件下进行卷取；

热轧和冷轧的轧制压下率为50～70％；

连退和罩退的退火温度为700～850℃。

进一步，所述转炉冶炼终点温度控制在1200℃；

热轧温度为900℃；

热轧后在温度为625℃的条件下进行卷取；

热轧和冷轧的轧制压下率为60％；

连退和罩退的退火温度为775℃。

进一步，在连铸前，对钢包依次经过吹氩站、LF炉精炼和RH炉精炼；

LF炉精炼时，喂钙线中的钙含量为0.003～0.005％；

RH炉精炼时，在真空度为300pa以下保持12min及以上。

进一步，连铸时，中包目标温度为钢水液相线温度以上20～40℃，采用弱冷进行二次冷却。

本发明与现有技术相比具有如下有益效果。

1、本发明在不增加碳、硅、锰等元素的重量百分比的条件下，仅添加微量的钒，就实现了淬透性的提升，不仅降低了钢材的临界冷却转变速率，拓宽了热冲压成形加热工艺参数窗口，且优于淬透性提升导致热冲压零件淬火“软区”现象得以消除，提升了零件的整体强度及工业化量产的零件成品率。

2、本发明为解决当前热成形零件存在的韧性不足及高氢致延迟断裂敏感性两大共性技术问题，基于国内外应用最广泛的22MnB5热成形钢合金成分系列，通过材料热力学理论计算结合钢种小样制备条件下的组织性能验证，提出在原22MnB5成分基础上分别添加对应量的Nb和V元素，基于高温及淬火冷却过程中将Nb第二相粒子的晶粒细化效应及V第二相粒子的沉淀强化效应相结合，全面提升材料的综合服役性能，起到提升钢材强韧性的作用，即铌钒复合微合金化设计为高性能热成形零件的服役性能提升创造了先决条件。所确定的微合金成分添加范围，综合考虑了钢材性能开发需求，冶金实施难易程度及钢材成本等多方面，使得铌钒复合微合金热成形钢种不仅具有性能优势，也具有较高的性价比。

3、本发明在经过特定工艺的热冲压成形处理后，钢材的基体屈服强度为1000～1200MPa、抗拉强度为1500～1700MPa、断后延伸率为8～10％；基体为板条束尺寸4-10μm的淬火马氏体组织；7层叠片样品冲击总功≥50J，显著高于传统热成形钢22MnB5的30～40J水平；基于德国汽车工业协会标准VDA 238-2010测试，极限尖冷弯角在去脱碳层条件下达到约65～70°，显著高于22MnB5的50～55°；对比基于仿真及试验得出的三维断裂模型，本发明所述热成形钢在所有复杂应力状态下的断裂极限应变值均大于22MnB5，以上展示出了更为优异的抗碰撞侵入及防断裂性能；此外，本发明所述热成形钢的氢脆敏感指数、氢致延迟断裂抗力、自由氢扩散系数均低于22MnB5，且在0.9倍抗拉强度弯曲载荷条件下经0.5mol/LHCL水溶液浸泡300小时不发生开裂，展示出了优异的氢致延迟断裂抗力。

附图说明

图1是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢淬火前的微观形貌示意图；

图2是22MnB5淬火前的微观形貌示意图；

图3是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢淬火后的微观形貌示意图；

图4是22MnB5淬火后的微观形貌示意图；

图5是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢淬火后基体的EDS能谱图；

图6是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢淬火后基体中铌和钒的第二相粒子的尺度分布示意图；

图7是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢与22MnB5钢的极限尖冷弯性能测试结果对比示意图；

图8是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢与22MnB5钢的冲击性能测试结果对比示意图；

图9是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢与22MnB5钢淬透性能对比示意图；

图10是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢与22MnB5钢的硬度对比示意图之一；

图11是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢与22MnB5钢的硬度对比示意图之二；

图12是本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢与22MnB5钢的硬度对比示意图之三。

具体实施方式

下面结合附图对本发明作详细说明。

为了使本技术领域的人员更好地理解本发明实施例中的技术方案，并使本发明实施例的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合附图对本发明实施例中技术方案作进一步详细的说明。

实施例一，一种铌钒复合微合金化热成形钢，按重量百分比计包括如下组分：0.24％的C，0.25％的Si，1.25％％的Mn，0.02～0.06％的Al，0.25％的Cr，0.003％的B，0.04％的Ti，0.045％的Nb，0.054％的V，N≤30ppm，P≤0.020％，S≤0.010，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

一种铌钒复合微合金化热成形钢的生产方法，按照上述的铌钒复合微合金化热成形钢的各个组分的重量百分比称取原料，依次进行铁水扒渣、转炉冶炼、挡渣出钢、钢包脱氧合金化、连铸、热轧、卷取、冷轧、连退、罩退、热冲压成形。

所述转炉冶炼终点温度控制在1200℃；

热轧温度为900℃；

热轧后在温度为625℃的条件下进行卷取；

热轧和冷轧的轧制压下率为60％；

连退和罩退的退火温度为775℃。

在连铸前，对钢包依次经过吹氩站、LF炉精炼和RH炉精炼；LF炉精炼时，喂钙线中的钙含量为0.003～0.005％；RH炉精炼时，在真空度为300pa以下保持12min及以上。

连铸时，中包目标温度为钢水液相线温度以上20～40℃，采用弱冷进行二次冷却。即通过原料精华筛选、RH精炼脱气和铸坯缓冷脱氢技术进行脱氢。

所述热冲压成形为：将罩退后的钢材加热至930℃并保温5min，然后在8～9s内将高温态钢材取出并转移至模具中进行热冲压成形及淬火处理，经模具淬火快冷至100～150℃出模，使得钢材基体转换为全马氏体组织。

为了验证本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢的性能优势，进行以下对比试验，对比例为22MnB5钢，不包含Nb和V，其余组分及生产方法均与本发明所述铌钒复合微合金化热成形钢的组分和生产方法相同。

采用扫描电镜分别对实施例和对比例进行形貌观察，参见图1和图2，实施例一所述铌钒复合微合金化钢在模具淬火前的奥氏体组织明显细于对比例。参见图3和图4，淬火后，实施例一的基体中的板条马氏体束长度为4～10μm，也明显细于对比例，更细的马氏体组织，有利于钢种韧性的提升，并且有利于促进基体中的氢元素分布弥散化，降低钢材的氢致延迟断裂敏感性。

对实施例一进行能谱分析，结果参见图5和图6，淬火后基体中具有一定量的铌和钒的第二相粒子，其中铌的第二相一般沿原奥氏体晶界部位析出，为高温条件下已经存在；而钒的第二相沿原奥氏体晶粒内板条马氏体束内析出，这些粒子的尺度大部分在10nm以下，这些粒子的存在均可作为高能的氢“陷阱“，进一步起到降低钢材氢致延迟断裂敏感性的作用。

对实施例一制得的产品进行力学性能测试，屈服强度为1190MPa，抗拉强度为1640Mpa，延伸率为8.6％。

基于德国汽车工业协会标准VDA 238-2010，将实施例一和对比例进行冷弯性能试验，结果参见图7，对比例即传统的22MnB5难以满足国外知名车企认证要求，对于钢材无脱碳层的极限尖冷弯角，奔驰要求≥60°、宝马要求≥65°，而实施例一在无脱碳层条件下的极限尖冷弯角在65～70°范围内，均满足大于65°的性能要求，而对比例极限尖冷弯角仅为50～55°。

将实施例一和对比例进行七层叠片冲击性能试验，结果参见图8，实施例一的总冲击功≥50J，显著高于对比例。

将实施例一和对比例进行不同复杂应力状态下的断裂性能仿真分析及试验验证，建立了三维断裂模型，淬火条件下实施例一的三维断裂曲面高于对比例，即实施例一不论在各种复杂应力状态下的抗断裂性能均优于对比例。

将实施例一和对比例进行不同方式的氢致延迟断裂性能测评对比，结果参见表1。

表1实施例一和对比例的氢致延迟断裂性能对比

实施例一的氢脆敏感指数、氢致延迟断裂抗力、自由氢扩散系数均低于对比例，且在0.9倍抗拉强度弯曲载荷条件下经0.5mol/L HCL水溶液浸泡300小时不发生开裂，对比例则在12小时内即出现开裂，结果表明实施例展示出了更为优异的氢致延迟断裂抗力。

将实施例一和对比例进行淬透性测试对比，结果参见图9，实施例一的淬透硬度明显高于对比例，表明了实施例一具有更高淬透性。

分别测试了实施例一与对比例两种钢材的淬火马氏体转变临界冷却速率，前者为15℃/s，后者为33℃/s，可以看出：实施例一由于钒的添加增加了淬透性，降低了淬火马氏体转变临界冷却速率，从而淬火得到全马氏体的难度降低，拓宽了热成形前的加热工艺参数窗口，具有更强的工业化量产工艺适应性。

分别采用实施例一和对比例所述钢材制造车用零件，测量零件三个不同区域的硬度，分别进行比对，结果参见图10至图12，由实施例一所述钢材制得的零件硬度均显著高于对比例，说明采用22MnB5NbV钢更加有利于消除一般热成形钢应用过程中出现的淬火“软区“现象，更有利于提升热成形零件的整体强度，提升了零件的成品率。

分别采用实施例一和对比例所述钢材制造车用零件，对制得的零件进行三点静压对比，结果参见表2。

表2实施例一和对比例的静压试验结果

在相同静压试验条件下，由实施例一所述钢材制得的零件从初始阶段到出现开裂加载压头的位移量为82mm，显著高于对比例的65mm，体现了更为优异的抗碰撞吸能性能。

分别采用实施例一和对比例所述钢材制造车用零件，对制得的零件进行高速台车碰撞试验，结果参见表3。

表3两种钢材热成形零件的高速台车碰撞性能试验结果对比

在相同碰撞试验条件下碰撞后实施例一不同部位的侵入量峰值均低于对比例，体现了更为优异的抗碰撞侵入性能。

实施例二，热成形工艺参数为：将罩退后的钢材加热至870℃并保温6min，然后在14～15s内将高温态钢材取出并转移至模具中进行热冲压成形及淬火处理，经模具淬火快冷至200℃出模，其余与实施例一相同。经性能测试，相较于对比例，其具有良好的力学性能和更好的氢致延迟断裂性能。

实施例三，热成形工艺参数为：将罩退后的钢材加热至970℃并保温3min，然后在8～9s内将高温态钢材取出并转移至模具中进行热冲压成形及淬火处理，经模具淬火快冷至150℃出模，其余与实施例一相同。经性能测试，相较于对比例，其具有良好的力学性能和更好的氢致延迟断裂性能。

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。