热冲压成形用硼钢的发展：强度、塑性与断裂应变的提升

摘要：轻量化是支撑汽车电动化、智能化的重要使能技术之一，抗拉强度为1500 MPa的热冲压用硼钢（22MnB5）是目前最经济、有效的车身轻量化技术方案。汽车行业对轻量化的需求日益增加，正推动热冲压用钢向更高强度、更高塑性、更高断裂应变方向发展。本文首先分析了车身轻量化对零部件在碰撞过程中抗变形能力和抗断裂能力的要求，阐述了材料的强度、塑性、断裂应变等力学性能对抗碰撞抗变形能力和抗断裂能力的影响。 然后介绍了作者与其他科研人员在新一代高强度、高伸长率、高断裂应变热冲压钢研发方面的最新进展：（1）提出一种新的强韧化方法，在热冲压钢马氏体基体中引入大量纳米级VC析出物，从而获得2000 MPa的强度，同时保持与传统1500 MPa级热冲压钢22MnB5相当的伸长率和断裂应变。（2）在热冲压钢组织中引入残余奥氏体，利用相变诱导塑性效应显著提高热冲压钢的伸长率；具体的工艺实施方法包括模具淬火-配分工艺、淬火-闪光配分工艺、淬火-回火配分工艺等。（3）介绍热冲压钢新一代Al-Si涂层技术及提高Al-Si涂层板断裂应变的最新研究进展； 通过降低Al-Si涂层与钢板基体之间的合金化扩散，降低界面C富集，达到显著提高Al-Si涂层热冲压钢断裂应变的目的。

关键词：轻量化；热冲压钢；Al-Si 涂层；伸长率；冷弯角度；抗断裂性能

随着国家对汽车行业节能减排要求的不断提高，轻量化成为汽车行业重要的发展趋势。研究[1]表明，汽车质量每降低10%，燃油消耗可节省6%~8%。车身轻量化是在保证汽车碰撞安全性的前提下，通过采用高强度材料或低密度材料、优化车身结构来减轻车身重量。钢铁材料因具有强度高、生产和回收成本低等优势，一般占车身材料的60%以上，短期内具有不可替代的作用[2]。目前，用于冷冲压的先进高强度钢和用于热冲压的压力淬火硬化钢可冲压成各种形状复杂、立体结构的车身零件。材料的强度高、良好的伸长率和断裂应变赋予了构件良好的抗碰撞变形和抗断裂性能，已成为汽车车身结构件最重要的材料。

冷冲压是指在室温下进行冲压，要求材料在室温及不同应力状态下具有良好的塑性变形能力，以冲压成形状复杂的零件。为实现1000MPa以上高强钢的冲压，世界各国致力于开发超高伸长率的第三代先进高强钢，如中锰钢、淬火配分（Q&P）钢、δ相变诱导塑性（δ-TRIP）钢等。这些新型高强钢的抗拉强度可达1000~1200MPa，同时保证15%~40%的伸长率，与双相钢、低合金TRIP钢等相比，强度和伸长率都有了很大的提高[3]。但材料强度的提高必然带来模具磨损严重、回弹大、成品率低等问题。 此外，第三代先进高强钢受到冶炼、生产工艺稳定性等诸多因素的限制，除980、1180 MPa级Q&P钢外，其他技术尚未实现大规模工业生产应用[4]。

热冲压是指将钢板加热到奥氏体化状态，经高温冲压，然后在模具中快速淬火，形成马氏体的一种零件成形方法。这种先成形再淬火的工艺，完美地解决了强度和成形性的矛盾[5]。具体过程：零件毛坯先在加热炉中加热到930℃左右，形成均匀的全奥氏体组织，机械手将其传送到压力机上，当模具闭合冲压时，其温度为700~800℃。冲压时处于全奥氏体状态，抗拉强度约为200MPa，伸长率在40%以上。模具内的冷却水系统使模具表面温度保持在50~100℃。冲压时，模具热淬火，形成全马氏体组织。 最后，零件组装完成后，白车身进行涂装烘烤，在150~180 ℃下保温10~20 min。烘烤过程对零件进行低温回火，使具有马氏体组织的高强钢兼具良好的伸长率和断裂应变，保证其具有良好的抗变形和抗断裂性能。热成形钢比用于冷冲压的第三代先进高强钢具有更高的强度，且回弹小、成品率高，因此热成形钢的产量及其在汽车白车身中的应用日益增多[6]。目前，行业内使用的热成形钢主要为22MnB5钢，抗拉强度约为1500 MPa，伸长率为5%~7%。为了使汽车实现更好的轻量化效果，相关研究人员正在探索具有更高强度、更高伸长率、更高断裂应变的热成形钢，以赋予热成形部件更好的抗碰撞断裂性能。

本文首先分析了热成形钢力学性能对部件抗冲击断裂性能的要求,然后总结了作者等研究人员在高强度、高伸长率、高断裂应变热成形钢方面的研究进展,最后介绍了热成形钢Al-Si镀层技术的新进展和近年来在提高热成形Al-Si镀层板抗断裂性能方面取得的技术突破。

1 汽车轻量化对热成形用钢强度、伸长率、断裂应变的要求

为保证碰撞安全性，汽车零部件需要具有足够的抗碰撞侵入力，保证零部件变形在允许范围内，防止乘员受伤，同时依靠良好的变形能力吸收碰撞产生的能量。Akisue和Usuda[7]指出，钢板的抗碰撞侵入力（Fav）与钢板的抗拉强度（σU）和厚度（t）呈正相关：

式中，K为常数，E为弹性模量。由公式（1）可知，在保证原有吸能能力的前提下，通过提高材料强度可以实现零件的减薄。公式（1）于20世纪90年代提出，并未包括与断裂有关的伸长率、断裂应变等参数。当时汽车用钢板的抗拉强度普遍低于800MPa，此时钢板具有良好的伸长率和断裂应变，可以保证在允许的侵入范围内不发生灾难性的断裂（如碎片飞出或断口移动很长距离伤及乘员）。因此，由材料强度决定的部件抗变形能力是主导部件碰撞性能的唯一力学性能参数。以此类推，当用强度为1500MPa的热冲压钢替代800MPa钢时，可实现20%以上的减重； 若强度达到2000MPa级，替代1500MPa级钢材可进一步减重10%~15%。因此，研发强度超过1800MPa级的新一代热成形用钢，是持续实现车身轻量化的关键材料创新技术。

一般而言，钢板的伸长率和断裂应变随强度的提高而降低。伸长率和断裂应变偏低将导致部件因局部应变超过材料断裂所允许的最大应变而开裂，如图1所示。对于强度超过1500MPa的热冲压用钢，除了强度和厚度外，其部件的抗冲击性能也与其抗断裂性能有关。因此，该类材料的强度、伸长率和断裂应变是决定其抗断裂性能的关键力学性能参数。材料的伸长率与加工硬化能力呈正相关，较高的加工硬化能力可以提高均匀伸长率，延缓颈缩的发生，从而提高总伸长率。例如双相钢(DP)和TRIP钢分别由于双相效应和TRIP效应的应力分布而增加了材料变形过程中的加工硬化速率，从而使其具有良好的均匀伸长率。 高伸长率和加工硬化能力可以延迟碰撞压溃过程中零件局部应变集中的发生，类似于拉伸过程中延迟颈缩的机理，从而提高零件的抗断裂性能。通用汽车公司 [8] 的研究证实，将中锰热成形钢的伸长率提高到 10% 可使压溃能量吸收提高 20%。因此，提高伸长率是热成形钢发展的重点目标之一。

图1 汽车零部件弯曲及压溃能量吸收试验

图1汽车零部件弯曲压溃能量吸收试验

（a）装置（b）热冲压件因挤压而产生的裂纹扩展

汽车车身结构件在碰撞过程中大部分都会发生弯曲变形，部件的变形状态接近于平面应变弯曲。现有研究[9，10，11，12]表明，热冲压钢部件的碰撞性能与其在平面应变下的弯曲性能有关。在德国汽车工业协会制定的VDA 238-100三点弯曲试验标准[13]中，发生弯曲变形的钢板宽度远大于其厚度，而弯曲冲头的半径极小，导致钢板也受到平面应变的应力状态。为此，目前汽车行业一般采用这种方法快速测量热冲压钢的断裂应变。图2a为VDA 238-100弯曲示意图，其中α为弯曲角度。在弯曲过程中，材料内层受到压应力，材料外层受到拉应力，如图2b所示。 当弯曲载荷达到峰值时，在拉应力的作用下，材料外表面开始出现裂纹，此时的弯曲角度也达到其最大值（即最大弯曲角度αmax）。由于αmax可以评价材料的弯曲性能，国际上许多汽车公司都以αmax和拉伸性能作为衡量材料力学性能的指标。另外，当弯曲角度为αmax时，材料外表面的应变达到在平面应变条件下材料能承受而不断裂的最大应变值，即弯曲断裂应变。与αmax相比，弯曲断裂应变（与αmax对应的材料外表面的等效应变）更直接地评价材料在平面应变条件下的断裂极限。同时，此结果可直接作为材料的断裂极限应变用于车辆CAE（计算机辅助工程）碰撞分析，成为判断部件是否发生碰撞断裂失效的重要参数。αmax越大，意味着材料具有越大的弯曲断裂应变。 因此提高热成形钢的αmax也成为当前热成形钢发展的重点方向之一。

图2 VDA 238-100弯曲示意图及弯曲过程中厚度应变的分布

图2 VDA 238-100弯曲工艺示意图（a）及弯曲过程中的应变状态（b）（α，t，ε分别表示弯曲角度，板材厚度和周向主应变）

在保证相同能量吸收效果的前提下，热成形钢可通过以下3种途径提高部件的变形抗力与抗断裂性能，实现部件减薄：（1）在不降低伸长率和断裂应变的情况下提高强度；（2）在不降低强度和断裂应变的情况下提高伸长率，延缓部件局部应力集中，提高碰撞性能；（3）在不降低强度和伸长率的情况下提高弯曲断裂应变。针对第一种途径，本文作者在热成形钢中添加了V微合金元素，在保证热成形钢断裂应变的同时，大幅度提高了热成形钢的强度[14,15]。 对于第二种途径，本文作者及其他研究者借鉴第三代先进冷冲压用高强度钢的相关概念和物理冶金机制，在热冲压用钢设计中引入Q&P理念[16，17，18，19，20，21]或采用中锰成分[22，23，24]进行热冲压探索，利用残余奥氏体在变形过程中的TRIP效应，大幅度提高热冲压用钢的延伸率。为避免热冲压过程中钢板表面生成氧化铁皮，通常在钢板表面涂覆Al-Si涂层。本文作者[25]研究了Al-Si涂层对热冲压用钢断裂应变和抗延迟开裂性能的影响机理，避免了热冲压过程中钢板表面生成氧化铁皮，并开发了采用Al-Si涂层提高热冲压用钢断裂应变的技术，以满足第三种途径对热冲压用钢的减重要求。 下面将详细介绍上述方面的研究进展。

2 强度等级1.8~2.0GPa的热成形钢

目前工业上广泛应用的热冲压车身安全部件采用的钢种为22MnB5钢，其抗拉强度为1500MPa[26]。如前所述，在保持抗断裂性能的同时提高热冲压部件的抗变形性能，可以进一步实现汽车轻量化。也就是说，在提高热冲压钢强度的同时，必须保持伸长率和断裂应变。C是提高马氏体强度最有效的元素，增加钢中的C含量可以大大提高热冲压钢的强度。Naderi[27]在淬火基础上将22MnB5的C含量提高到0.33%（质量分数，下同），其抗拉强度可以达到2000MPa，但其断裂后伸长率仅为2.5%。因此，单纯增加钢中C含量来提高热冲压钢的强度，必然导致其韧性和塑性大幅下降，无法达到汽车轻量化的目的。

世界各大钢铁公司均对更高强度的热成形钢进行了研究，德国蒂森克虏伯公司在34MnB5基础上开发了1900 MPa级热成形钢MBW 1900；瑞典SSAB集团在37MnB4基础上推出了2000 MPa级热成形钢Docol 2000 Bor；韩国浦项制铁公司开发了2000 MPa级热成形钢HPF 2000；安赛乐米塔尔也开发了2000 MPa级热成形钢USIBOR 2000[28]。本文作者并未收集上述钢材的拉伸曲线、反映其冲击断裂应变的三点弯曲角等详细信息。

作者在22MnB5合金成分基础上，设计了新一代V微合金化热成形钢34MnB5V，将C含量由0.22%提高到0.34%，同时添加0.11%~0.30%的V，其成分如表1所示[14]。

表格1

VC析出粒子可以钉扎奥氏体晶界、抑制晶粒长大、细化奥氏体晶粒以及淬火后马氏体板条团、板条束等亚结构的尺寸[29]。图3a、b分别为22MnB5和34MnB5V在900 ℃加热4 min后的原始奥氏体晶界。22MnB5原始奥氏体平均晶粒尺寸为8.7μm，而相同加热条件下34MnB5V原始奥氏体平均晶粒尺寸为3.9μm。如图3c、d所示，34MnB5V淬火后的组织为板条马氏体，马氏体板条中弥散分布着大量5～20 nm的VC析出粒子[15]。 根据34MnB5V的合金设计，根据溶度积计算，在900 ℃时只有部分V元素溶解。因此，初始组织中的大部分纳米VC不会在奥氏体化的短时间加热过程中溶解。特别是当热冲压钢中添加Ti，保证固溶B提高淬透性时，V和Ti形成的复合碳化物的热力学稳定性将得到进一步提高。大量的纳米VC颗粒弥散分布在奥氏体中，最终残留在马氏体中。具体的组织演变过程这里不深入讨论，待进一步研究后另行发表。一些研究[30，31]表明，当马氏体中C含量超过0.3％时，会形成大量的孪生马氏体，严重恶化钢的抗断裂性能。 虽然34MnB5V中添加了0.34%的C，但是VC的析出降低了马氏体中的C含量，因此有效地抑制了孪生马氏体的形成。

图3 22MnB5和34MnB5V及34MnB5V原始奥氏体晶界TEM像

图3 900 ℃奥氏体化4 min的22MnB5(a)和34MnB5V(b)的原始奥氏体晶界及34MnB5V中淬火板条马氏体(c)和VC析出粒子(d)的TEM像

图4a、4b分别为22MnB5、34MnB5V钢经热冲压淬火、模拟涂漆（170 ℃，20 min）回火后的工程应力-应变曲线（JIS5标准试样）和三点弯曲角度-载荷曲线。拉伸试样和三点弯曲试样表面脱碳层在试验前均用磨床去除，最终实验试样厚度为1.4 mm。弯曲试验采用德国汽车工业协会制定的VDA238-100三点弯曲试验标准。22MnB5的拉伸强度为1477 MPa，屈服强度为1136 MPa，均匀伸长率为5.2%，总伸长率为7.4%； 34MnB5V的抗拉强度为1971 MPa，屈服强度为1558 MPa，均匀伸长率为5.9%，总伸长率为8.3%。22MnB5在最大载荷下的三点弯曲角度αmax为62°，34MnB5V的αmax为64°。34MnB5V热冲压后强度的提高主要得益于纳米级VC析出粒子的沉淀强化作用和VC析出引起的晶粒细化作用。一般来说，钢的抗断裂性能随强度的提高而降低，34MnB5V在强度较22MnB5有较大提高的同时，其均匀伸长率和总伸长率也有所提高，三点弯曲角度相当，纳米级VC析出粒子是提高34MnB5V伸长率的主要因素。 位错需要绕过VC粒子才能继续运动，在第二相粒子周围产生并聚集了大量几何要求的位错[32,33,34]。位错运动的阻碍可以实现沉淀强化，提高其加工硬化能力。沉淀强化本身并不能提高韧性和塑性。对于固有塑性较差的马氏体，提高材料的加工硬化能力可以延缓颈缩的发生，提高其均匀伸长率。

图4 22MnB5和34MnB5V的拉伸曲线和三点弯曲载荷-角度曲线

图4 22MnB5和34MnB5V的拉伸曲线(a)和三点弯曲载荷-角度曲线(b)

2017年，新一代热成形钢34MnB5V在本钢集团完成批量试制和工业化生产，并成功用作北汽新能源“LITE”车型的车门防撞梁材料，如图5所示。这是2000MPa级热成形钢的全球首次批量工业化应用。在34MnB5V钢件实车碰撞试验过程中，车门防撞梁发生较大变形，吸收了碰撞能量，并未发生断裂，充分说明该材料具有良好的塑性和较高的弯曲断裂应变。

图534MnB5V热冲压钢车门防撞梁与实车碰撞试验

图5 采用34MnB5V模压硬化钢的车门梁（a）及整车碰撞试验（b）

3 高延伸率热成形钢 3.1 热成形钢的Q&P尝试

在塑性变形过程中，TRIP钢中奥氏体发生马氏体相变，增加了加工硬化速率，延缓了颈缩的发生，最终提高了TRIP钢的强度和均匀伸长率。2003年，Speer等[35]提出了一种利用Q&P工艺使奥氏体稳定在马氏体基体中的热处理方法。将奥氏体化钢板快速淬火至马氏体转变开始温度（Ms）和马氏体转变终止温度（Mf）之间的温度，形成一定量的马氏体和未转变奥氏体。然后，将钢板在此淬火温度（一步Q&P处理）或高于此温度（两步Q&P处理）下等温淬火，将过饱和马氏体中的C原子分配到周围的未转变奥氏体中，从而提高未转变奥氏体的稳定性。 这样在室温下就得到了由马氏体和残余奥氏体组成的混合组织。马氏体基体保证材料具有较高的强度，同时利用奥氏体在变形过程中的TRIP效应，获得强度和塑性的良好匹配。图6a和b分别为Q&P工艺和热冲压工艺示意图。可以看出，前者除了类似的奥氏体化过程外，还包括等温淬火和等温碳分配，而后者只有淬火过程而没有碳分配的工艺空间。将Q&P工艺中的碳分配引入到热冲压钢中，有望获得更高的强度和塑性。

图6 淬火-配分(Q&P)工艺及热冲压工艺示意图

图6 淬火与分配（Q&P）过程示意图

（a）冲压硬化工艺

（b）（α'和γ分别代表马氏体和奥氏体）

近年来，一些学者对淬火配分工艺与热冲压工艺的耦合进行了相关研究。刘等[16，17]按照“变形+相变+碳分配”耦合的设计理念，在奥氏体化阶段对0.22C-1.58Mn-0.81Si钢施加变形，达到细化晶粒的目的，再淬火至300 ℃进行等温碳分配，最终获得了板条马氏体和纳米级残余奥氏体的混合组织。Seo等[18]在热冲压钢中添加Si元素或Si和Cr元素，两步淬火配分处理后的钢组织包含马氏体、无碳贝氏体和残余奥氏体。研究表明，在等温分配阶段，马氏体和贝氏体铁素体中的C向奥氏体中扩散。Linke等[19]在热冲压钢中添加Si元素或Si和Cr元素，经两步淬火配分处理后的钢组织包含马氏体、无碳贝氏体和残余奥氏体。研究表明，在等温配分阶段，马氏体和贝氏体铁素体中的C向奥氏体中扩散。 [19] 在典型热成形钢 22MnB5 成分基础上改变 Si 含量，并对其进行一步 Q&P 和两步 Q&P 处理。结果表明，Si 含量对热成形钢中残余奥氏体的体积分数有重要影响。朱等 [20] 采用两步 Q&P 处理在 30CrMnSi2Nb 钢中获得了 11.2% 的残余奥氏体，并确定最佳配分温度和配分时间分别为 425 ℃和 20 s。上述研究中热成形钢的最终室温力学性能如图 7 所示 [17,18,19,20,21,36]。与典型热成形钢 22MnB5 相比，发现 Q&P 工艺与热冲压成形工艺的耦合确实具有提高热成形钢塑性的潜力。 但需要注意的是，淬火与配制工艺涉及两个至关重要的等温环节，即等温淬火和等温分配，而热冲压成形过程中的连续淬火环节无法精确控制。虽然热冲压时可以通过加热模具或使用额外的保温设备来实现等温淬火和等温分配，但热冲压件的生产周期、生产成本和能耗会相应增加。因此，这两个工艺的耦合在实际工业应用中具有明显的局限性。

图7 22MnB5及热成型钢在不同处理工艺下的力学性能[17,18,19,20,21,36]

图7 22MnB5及经热处理后的模压硬化钢的力学性能

通过 Q&P 流程[17,18,19,20]

并采用淬火和闪存分区（Q＆FP）概念进行设计[21]

（根据 JIS5 标准试样几何形状进行调整[36]）

在马氏体相变过程中，钢中碳原子主要以以下几种形式存在：（1）间隙固溶体[37]；（2）扩散至位错或板条边界[38]；（3）在回火或自回火的影响下形成碳化物[39]或扩散到周围的奥氏体中[35]。这表明已经形成的马氏体板条中的碳原子在随后的冷却过程中有时间扩散到上述（2）或（3）中的位置。热冲压钢在模压淬火过程中经历连续的马氏体相变。如果能抑制高温（接近Ms）形成的马氏体中自回火碳化物的析出，那么这部分马氏体中的过饱和碳原子可能会被分配到相邻的未相变奥氏体中，从而提高未相变奥氏体的稳定性并使其在室温下保持稳定。 这就是本文作者近期提出的提高热冲压钢塑性的淬火与飞边分配（Q&FP）概念[21]的核心思想。为了增加热冲压过程中动态碳分配的可能性，Q&FP概念需要遵循以下原则：（1）提高Ms；（2）抑制碳化物的形成。前者主要通过降低合金成分中的Mn含量来实现，较高的Ms有利于增强C原子扩散出马氏体板条的能力。后者依靠Si抑制马氏体中渗碳体析出的作用。Si在渗碳体中的溶解度接近于零，因此渗碳体的析出需要Si完全扩散出渗碳体。在马氏体相变的短时间内，Si无法进行这种长距离扩散，从而抑制渗碳体的析出。虽然Si不能完全抑制过渡碳化物的析出，但过渡碳化物的尺寸较小。 淬火-分配-回火（QPT）钢利用细小过渡碳化物的析出来提高材料的韧性和强度[40]。Si的添加抑制了马氏体的自回火，从而促使C分配到未相变奥氏体中，增加了残余奥氏体的含量和稳定性[41]。

At present, the authors of this paper have designed and developed 1500 MPa and 1800 MPa hot stamping steels based on the Q&FP concept, referred to as QFP1500 and QFP1800. The addition of 1.5% Si effectively inhibits the precipitation of cementite during the die quenching process of the hot stamping process, and at the same time, the Ms is increased to above 400 °C through alloy design. The process parameters used for hot stamping using a flat die are as follows: heating temperature is 930 °C, heating time is 5 min, die temperature is room temperature, and holding time is 10 s. Figure 8 shows the microstructure of QFP1500[21] and QFP1800 after hot stamping. About 7% of retained austenite is obtained in the martensite of the two hot stamping steel laths, and the retained austenite is distributed in the form of a film between the martensite laths. 马氏体板条的平均厚度约为200 nm，而保留的奥氏体的平均厚度约为20 nm。

图8淬灭闪 - 闪 - 式分区的TEM图像（Q＆FP）热冲压钢

图8布赖特场（a，c）和暗场（b，d）tem图像

新闻保健钢QFP1500 [21]（a，b）

和QFP1800（C，d）由Q＆FP概念设计（γpresents由奥斯特尼特保留

图8b和d中的插图显示了γ的SAED模式）

图9显示了22MNB5，QFP1500 [21]和QFP1800（JIS5标准样本）的工程应力 - 应变曲线。 00和QFP1800在塑性变形过程中发挥了跳闸效果，提高了工作硬化速率，并延迟了颈部的发生。 可以从图7 [17,18,19,20,21,36]中可以看出，Q＆FP概念的使用以及在热冲压过程中引入Q＆P工艺的引入都可以获得具有出色性能的热冲压钢，但后者在实际工业应用中具有限制，而前者则基于当前的工业生产条件，诸如热门邮票的零件，诸如流程中的问题，诸如进程和成本。

图9工程应力 - 应变曲线22MNB5和Q＆FP热冲压钢

图9工程化应力 - 应变曲线22MNB5

以及由Q＆FP概念设计的新闻保健钢

3.2中型锰热冲压钢

中型钢铁钢是第三代高强度钢的研究中的一个热门话题，用于冷压缩的质量分数在5％至10％之间。 ITE到室温，并且在变形过程中奥斯丁岩的跳闸效应用于提高强度和可塑性[42,43]。

Chang等人[22]和Li。与22MNB5相比，其典型的机械性能显示了大大改善（A50，ASTM A370-2014）。

图10锰钢及其典型拉伸曲线的温暖形成途径

图10具有温暖冲压工艺的中型MN钢的修饰图（a）

和中等基-MN的工程应力 - 应变曲线[23]

带有温暖冲压和22MNB5（b）的钢

该论文的作者重新设计了可以在冷形式的钢板上使用热式钢涂层的热层涂层的问题。钢可以实现大能化的最低温度。添加Si和Al元素可以抑制回火过程中的碳化物。 设计钢的化学组成为Fe-0.3C-7MN-1SI（质量分数，％），淬火温度是室温，因此在室温下仍保留一定数量的保留的奥氏体，并且在Austenite中的C元素的扩散在后续的回火过程中可以在后续的调速过程中实现，以控制稳定性的稳定性。在准单轴拉伸变形中，在变形过程中，中型锰热皮钢中保留的奥氏体会经历跳闸效果，这增加了钢的工作硬化速率，从而增加了基于中型锰热钢的延长。 它的性能远远超过了普通热冲压钢22MNB5，其拉伸强度水平为1800〜2000 mPa，伸长率为12％〜16％（A50，ASTM A370-2014），如图11B所示。

图11中型锰热冲压钢的过程路线图和Quenching-Tempering分区（QT＆P）的典型拉伸曲线（QT＆P）和淬火烘焙分区（QB＆P）

图11具有淬火 - 培训和分区的中等pHS的修饰（QT＆P）

以及淬火烘烤和分区（qb＆p）过程（a），

以及使用QT＆P和QB＆P的中MN PHS的工程应力 - 应变曲线[44]

过程和22mnb5（b）

上述QT＆P工艺可以显着改善热冲压钢的强度和伸长率，但是调速过程的额外添加（回火温度高于200°C）将降低现有生产线的生产效率并提高生产成本。

在实际生产过程中，白色的身体将经历绘画和回火过程（基于此论文的作者，基于Qt＆p diff the Pression the Prosition coption the Prosition copting posite copting posite coption coption coption the coption coption coption copter的作者开发了本文的作者。较高的MN的添加降低了奥氏体温度，同时，VC沉淀将原始的奥氏体晶界固定，进一步完善原始的奥斯丁晶粒晶粒，最终将其绘制为15 nm，以至于绘制的距离〜1.6μm。稳定奥氏体。 淬火和分配（QB＆p）的过程如图11a所示。改进的裂缝菌株也得到了显着改善。 ure应变。 此外，基于QB＆P工艺，通过添加光元素Al设计了低密度米型锰热冲压钢，该元件也达到了高伸长率和高断裂应变。

4. Al-Si涂层热冲压钢具有高断裂性的

在加热炉中，未涂层的热冲压纸通常被加热到900°C，而诸如N2的加热炉中，板不可避免地暴露于空气中，从而将其从热炉中转移到霉菌中，并在生产过程中造成了重新氧化，从而使型号降低了。此外，由于过程步骤的增加，需要对氧化物层进行剥落或炸毁氧化物层，从而降低了零件的准确性，并增加了零件的成本[25]。

首先提出了Al-Si涂层-SI金属间化合物在底层和外层之间，其厚度约为5μm[48]。 必须根据呼吸器处理的厚度在约930°C的情况下加热4〜8分钟，然后进行热冲压和淬火，以形成1500 MPA Martensitic的Martensitic结构。在表面上，没有更多的流体相位。 金属中的化合物层是酥脆且硬度的，其硬度高达700〜1000 hv [25]，因此，金属椎间盘化合物很容易在热压冲压后形成（图12B）。

图12预涂层25μm厚的Al-Si镀金热压印钢SEM图像

图12 Al-Si涂层的压力钢的Sem图像

预涂层厚度约为25μm

（a）热冲压后加热后（b）

AL-SI涂层避免了生产和应用过程中的许多问题。材料的最大载荷大于60°，而通用汽车材料标准GMW1440 [53]需要αmax≥50°L-SI涂层板，目前均需要减少decation coating板的减小，以使其在均可延长的速度范围内降低。 。 In fact, as shown in Figure 13A, the AL-SI coating plate spreads in the process of heat pressure and the ainerization, and the FE elements in the boron steel substrate spread to the AL-SI coating, and the AL and SI elements in the AL-SI coating spread to the boron steel substrate. During the diffusion of AL, SI, and Fe elements, Al-SI plating alloy alloy alloy caused the plating and the substrate interface to move in the direction of the boron steel matrix. At this time C-enrichment is formed near the interface of the mutual diffusion layer. During the quenching process, it forms crispy high-carbon Matselus, which significantly reduces the curvature and broken response of the AL-SI coating product. The concentration driving force is shortened by the migration distance between the coating and the substrate interface, which can reduce the degree of C encyclopedia on the surface of the boron steel substrate. 猝灭后伴侣在界面上的脆性将得到改善，从而改善了Al-Si涂层的断裂反应和抗延迟的破裂性能。

图13硼钢基板界面之间的高碳脆皮合金和高碳脆皮模型

图13高碳酸化之间的高碳拥护模型

在踩踏Al-Si涂层后和硼钢

涂层厚度分别为25μm（a）和10μm（b）的板块

图14a显示了带有10μm的预涂层的AL-SI涂层状态，其中外层Al的厚度约为5μm，而Fe-Al-Si金属椎间盘复合层的厚度与常规涂层相比没有显着变化。结构和金属椎间盘化合物的厚度大大降低了脆皮阶段。 Al-Si镀金合金合金合金合金和硼钢基质界面的观念。

图14厚度为10μm的Al-Si涂层的SEM的SEM雕像

图14的Al-Si涂层压力钢钢的图像具有预涂层厚度

热浸后约10μm（A）和热冲压后（B）

图15热压缩后α'矩阵和α-FE期C浓度的浓度分布的浓度分布

图15在冲压后α'矩阵和α-FE的C浓度曲线

对于al-si涂料

涂层厚度分别为25μm（a）和10μm（b）

此外，Lawrence等人[55]发现，具有30μmAl-Si涂层的35mnb5钢板减少了VDA的35％，他们认为在热层中，他们认为，HOMAX的最大弯曲角度均可以散布在钢板上。基于钢的材料使AL-SI涂层在热冲压后具有较高的裂纹灵敏度，其延伸速率和αmax显着降低了H原子只是氢的必要因素之一。

基于上述合金合金和高碳脆皮理论的基础，本文的作者成功地开发了一种新型的Al-Si涂层技术，用于高空板板的整体构造。超过20％，并为GMW14400提供数据支持[53]，用于释放新材料标准GMW14400 [53]，此外，批次试验的1.4 mm的1.4毫米涂层是通过折叠压力和涂料进行了涂料的部分。 高折叠菌株（10μm）的植物镀料没有发现裂纹继续膨胀或裂纹（图16C），大大降低了裂纹的风险，这完全显示出良好的断裂响应性能（25μm）。

图16AL-SI涂层热冲压零件在烘烤置换曲线后弯曲负载和按下零件裂纹的扩展

图16弯曲负载解散曲线（a，b）和裂纹传播

粉碎（c〜e）Al-si涂层的压力硬化零件

25μm和10μm的孔涂层厚度

（a）热戳（b）热盖章和烘烤（热盖的裂纹延伸

和暗恋烤制的零件）

（c）压碎后14 d（10μm）（d）14 d

压碎后（25μm）（e）脆性断裂形态（25μm）

5 结论与展望

近年来，在改善热冲压钢的强度，扩展和弯曲方面取得了重大进展，并增加了Al-Si涂层板的研究领域，这取得了长足的进步，为进一步实现自动体重轻量级的基础奠定了基础。

（1）通过v微合金，在热压冲压后，大小为5〜20 nm的VC散布在强大的狼牙棒中。在1500 MPa的22MNB55钢的批处理应用中，在深度研究中仍在进行化学，强韧性，弯曲和延迟开裂的机理。

（2）在制作热压力的过程中设计创新的材料并使用淬火闪烁的划分（Q＆FP），因此引入了残留的奥地利机构，并扩展了1500 〜1800 mpa的拉伸力为了获得良好的可塑性并具有较高的曲率断裂，从深度和深度加深的科学曲率和材料曲率的曲率之间的关系。

（3）在锰成分系统下，基于VC的沉淀和低温AO SHI，已经实现了超细胞OCTOBA（2〜3μM）的大小。

（4）改善热压钢钢的强度，延伸速率和弯曲的断裂应变，以提高组分裂缝抗性。

（5）与裸板相比，AL-SI涂层具有良好的抗高温氧化，耐腐蚀性，并具有简化过程的优势和零件的改进。与当前的涂层技术相比，L-SI涂层22MNB5的弯曲断裂增加了20％以上，与裸板的唯一技术限制相比，L-SI涂层的弯曲断裂增加了20％以上，从而使裸板的唯一技术限制与裸板的唯一技术限制，从而使AL-SI涂料完全替换AL-SI涂层。

材料的强度和可塑性和韧性之间的矛盾是在材料中追求和探索的材料科学工人，例如汽车钢，这增加了其每年1000万吨大型工业应用的强度最终，通过本文的基本理论研究和技术创新，最终意识到高弯曲的2000 MPA级别AL-SI涂层的生产。将来的汽车。