CN111041382A

CN111041382A - 一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢及其制备方法

Info

Publication number: CN111041382A
Application number: CN201911219473.XA
Authority: CN
Inventors: 詹华; 晋家春; 王蕾; 崔磊; 刘永刚; 李子涛; 张军; 谷海容; 肖洋洋; 彭梦都
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2019-12-03
Filing date: 2019-12-03
Publication date: 2020-04-21

Abstract

本发明公布了一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢及其制备方法，所述的1800MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为，C：0.25‑0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5‑1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01‑0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明通过对成分和工艺优化，改善无镀层热成形钢原材料的表面状态，为后续热成形零件的制备提供一种良好的热成钢原材料。

Description

一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢及其制备方法

技术领域

本发明属于冶金技术领域，涉及一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢及其制备方法。

背景技术

随着热成形技术的不断发展，热冲压成形钢用量也在日益增加。目前市场上广泛使用的热成形钢按照镀层状态分为带镀层产品，和无镀层产品。

对于镀层板产品，在热成形过程中无需炉内保护气氛，且镀层的存在使得其在热成形过程具有良好的抗高温氧化性能，热成形后无需抛丸涂油处理，因此得到很多主机厂的青睐；然而，由于Al-Si镀层热成形钢受专利限制，职能依赖进口，因此原材料成本非常高。现阶段各大主机厂均面临的很大的成本压力，因此，大部分主机厂依然会选择使用无镀层产品，无镀层热成形钢产品在热成形过程中不可避免的会发生表面氧化，表面氧化不利于零件成形，同时氧化皮的存在对磨具磨损较为严重，且热成形后需要抛丸处理；因此，对于无镀层热成形钢产品，如何减少表面氧化、提高模具使用寿命、降低高温摩擦系数成为无镀层热成形钢研究的主要方向。

另一方面，目前市场上广泛使用的热成形钢是1500MPa强度级别，随着汽车能耗及安全性能的法律法规越来越严苛，以及人们对汽车轻量化的研究不断深入，强度级别更高的热成形钢成为了研究热点。

在复杂的载荷条件下不仅要求热成形零件具有高强度，同时也需要良好的塑韧性。然而，由于热成形淬火后得到的全部为马氏体组织，强度非常高，但是韧性不足，其强度可达1800MPa以上，而延伸率只有4％左右，三点弯曲角度一般在50度以下。

经检索发现，专利CN201811050163.5热成形钢板和提高热成形钢板的延伸率的方法，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.18～0.23％，Si：0.10～0.25％，Mn：1.0～1.3％，P：≤0.015％，S：≤0.01％，Ti：0.01～0.05％，B：0.001～0.0035％，Cr：0.1～0.3％，La：0.0015～0.0025％，其余为Fe及不可避免的不纯物。其原材料制备过程中，主要通过在钢种添加稀土La、优化轧制和缓冷处理工艺，获得高延伸率的钢板，热轧后钢板延伸率达到25％；另一方面，通过添加稀土La，可提高钢的纯净性，并且改变马氏体转变的开始温度和终止温度，减少残奥数量获得马氏体的精细结构，改变钢材的微观组织形貌。然而此方法只适用于热轧产品，且对于热冲压成形材料而言，提高原材料的延伸率并不代表淬火后的延伸率能够得到一定的改善。

专利CN201480063861.2热成形钢板构件及其制造方法以及热成形用钢板，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.100～0.340％，Si：0.50～2.00％，Mn：1.00～3.00％，P：≤0.05％，S：≤0.01％，Als：0.001～1.000％，N：≤0.0100％，其余为Fe及不可避免的不纯物。该钢的组织(面积％计)为铁素体：5％～50％，马氏体及贝氏体：合计45％～90％，铁素体+马氏体+贝氏体：合计为90％以上。热成形后的延伸率≥12％，V弯试验弯曲角＞90°。

专利CN201110259342.1一种双相热成形钢的制备方法，该钢的主要化学成分(wt％)为：C：0.1～0.5％，Si：0.3～2.5％，Mn：1.0～3.0％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Al：1.0～3.0％，N：≤0.01％，其余为Fe及不可避免的不纯物。生产工艺为：冶炼→热轧→热成形，该发明采用Al微合金化处理，与传统热成形钢相比，优点在于：热成形加热温度低，减轻表面氧化；热成形后组织为铁素体+马氏体双相组织。

综上所述，目前关于热成形钢原材料的制备，主要基于提高材料性能的角度开展优化，主要途径为成分、工艺改进。对于无镀层热成形钢在热成形过程中氧化铁皮的生成、成形性能较差，无法生成结构复杂的零件的问题没有改善作用。

另外，关于强度≥1800MPa级热成形钢，经检索发现，专利CN 106811689B一种抗拉强度≥2000MPa的热成形钢的制备方法，此钢的成分质量百分含量为C：0.3-0.5％，Si：1.2-1.7％，Mn：1.4-2.0％，B：0.001-0.01％，Ti：0.05-0.1％，P：≤0.008％，S：≤0.005％，Cr：0.6-1.2％，Al：0.01-0.07％，Nb：0.01-0.08％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。主要通过添加0.3-0.5％的C，1.2-1.7％的Si，1.4-2.0％的Mn来提高强度，通过添加0.6-1.2％的Cr和0.001-0.01％的B来提高淬透性，并通过添加0.01-0.08％的Nb来提高延伸率；另外通过罩式退火使得原材料强度降低，有利于热成形前的剪切加工。然而此发明中添加1.4-2.0％的Mn，容易产生带状组织，对成形后零件的冷弯性能不利；添加1.2-1.7％的Si，对实际热轧和冷轧生产过程中表面质量控制不利；添加0.6-1.2％的Cr，增加了连铸生产过程中铸坯开裂的风险。

专利CN 106811681 B一种无B热成形钢的制备方法，此发明中钢的成分质量百分比为C：0.25-0.5％，Si：0.7-1.2％，Mn：0.5-1.3％，Al：0.01-0.08％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，Cr：1.0-3.0％，Ti：0.02-0.09％，Mo：0.05-0.25％，Nb：0.02-0.09％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。此发明的生产工艺为加热温度1200℃，保温1h，终轧温度：870℃，卷取温度：660℃，然后加热至900℃，保温3min，然后快速冷却至260℃，随后空冷至室温，获得完全的马氏体组织。此发明获得的材料虽然成本低，但添加0.7-1.2％的Si，对实际热轧和冷轧生产过程中表面质量控制不利；添加1.0-3.0％的Cr，增加了连铸生产过程中铸坯开裂的风险；且添加0.02-0.09％的Ti，实际生产过程中会析出大颗粒的TiN，应用时易形成应力集中点，对零件的碰撞性能不利；另一方面，采用660℃卷取，成品材料中带状组织明显，对零件的冷弯性能不利，且高温卷取不利Nb的析出物充分弥散分布析出，因此不利于热成形过程中细化晶粒的作用。

专利CN 106119693 A用薄板坯直接轧制抗拉强度≥2100MPa薄热成形钢及生产方法，此钢的成分质量百分含量为C：0.41-0.50％，Si：0.45-0.65％，Mn：1.6-2.0％，B：0.004-0.005％，P：≤0.006％，S：≤0.004％，Cr：0.50-0.65％，Als：0.015-0.060％，Ti：0.046-0.060％或Nb：0.046-0.060％，Mo：0.36-0.60％，Ni：0.21-0.35％，N：≤0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。此发明的制备方法为：电炉或转炉冶炼，精炼，连铸，加热温度1230-1250℃，终轧温度880-920℃，卷取温度585-615℃。制备的材料屈服强度≥1450MPa，抗拉强度≥2100MPa，伸长率A₈₀≥5％，该发明专利主要为短流程制备热成形钢材料，相比传统炼钢-热轧-冷轧-退火工艺，具备低成本的优点。但该专利添加0.41-0.50％的C，增加了淬火马氏体的硬度，但实际不利于成形后零件的塑韧性；添加1.6-2.0％的Mn，容易产生带状组织，对成形后零件的冷弯性能不利；且添加0.21-0.35％的Ni，增加了产品的合金成本；且热轧成品原材料会存在脱碳层，热成形后脱碳层会进一步加重，影响制成零件抛丸后的型面尺寸和表面质量。

发明内容

为解决上述问题，本发明提供了一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢及其制备方法，通过成分和工艺优化，改善无镀层热成形钢原材料的表面状态，为后续热成形零件的制备提供一种良好的热成钢原材料。

一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢，所述的1800MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为，C：0.25-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。

进一步地，所述的1800MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为，C：0.28-0.35％，Si：≤0.1％，Mn：0.8-1.2％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：0.26-0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.01％，Nb+V+Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质。

1)基体化学成分：

C：0.25-0.35％，对于1800MPa级热成形钢，优选0.28-0.35％，因为C是提高马氏体强度的主要元素之一。

Si：≤0.5％，优选≤0.1％，Si元素的添加，易在热轧生产时的加热过程中生成Fe(Si_xO_y)，即“铁橄榄石”，该物质粘附性较强，附着于钢板表面不易清理，影响钢板表面质量。

Mn：0.5-1.5％，对于1800MPa级热成形钢，优选0.8-1.2％，减少Mn含量添加的主要原因是，热轧时卷取温度不能太低，否则会产生贝氏体或少量马氏体组织，从而导致热卷强度提高，进一步增加了酸轧工序的难度；另一方面，卷取温度若≥600℃时，热卷组织中很容易产生带状组织缺陷，带状组织的产生很难在后续的冷轧和退火工艺中消除，因此为了减少带状组织缺陷，使成品组织均匀，因此需要减少Mn含量的添加。

P：≤0.020％。

S：≤0.010％。

Cr：≤0.50％，对于1800MPa级热成形钢，优选0.26-0.50％，Cr是提高淬透性的元素，通过协调添加，增加钢种的淬透性。

Al：0.01-0.06％。

Ti：≤0.04％，对于1800MPa级热成形钢，优选≤0.01％，因为通过C、Mn、Cr、Mo等合金元素的添加，保证了钢种有足够的淬透性，因此，无需添加B来提高淬透性，进一步可以取消Ti元素的添加。

Nb+V+Mo：≤0.5％，对于1800MPa级热成形钢，可选择性添加Nb、V、Mo三种微合金元素中的其中一至三种，优选添加Nb、V、Mo三种元素，且总添加量≤0.5％，添加Nb、V的主要目的是通过在轧制、退火和热处理过程中析出弥散分布的细小析出物，一方面细化晶粒，提高韧性，另一方面形成氢陷阱，提高抗延迟开裂性能，添加Mo元素的主要目的是进一步细化晶粒，使碳化物分别更加均匀，且进一步提高钢的淬透性，从而减少B和Ti元素的添加，从而消除大颗粒的TiN析出的可能性，因此提高了钢的基体组织均匀性。

B：≤0.003％，对于1800MPa级热成形钢，优选不添加，因为通过C、Mn、Cr、Mo等合金元素的添加，保证了钢种有足够的淬透性，因此，无需添加B来提高淬透性。

其余为Fe和不可避免的杂质。

一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，采用炼钢→铸坯→热轧→酸洗冷轧→退火→落料→热成形等工艺流程，具体步骤为：

1)炼钢生产

对于1800MPa级热成形钢，由于成分的差异，优先选择高碳保护渣；

2)连铸+热轧生产

出炉温度：1000～1230℃，降低烧钢温度，减小铸坯加热时脱碳；

加热炉内气氛控制：弱还原性气氛，空燃比1.0～1.05；

精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器；

终轧温度：850～900℃；

层流冷却：采用前段冷却，并在层流冷却段采用侧喷处理；

卷取温度：对于1800MPa级热成形钢，卷取温度≤700℃；

卷取张力：对于厚度3.0～6.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥35MPa；对于厚度2.0～3.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥45MPa；

3)酸洗

去除热轧过程中产生的氧化铁皮；

4)冷轧

冷轧压下量≥50％；

5)退火工艺控制

对于连退生产的厚度1.6～2.5mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为780-820℃，退火时时间为4min～8min，炉内露点控制在≤-30℃；

对于连退生产的厚度＜1.6mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为750-800℃，退火时时间为6min～12min，炉内露点控制在≤-30℃；

对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为620℃±20℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段时间10h～15h，氢气吹扫设定为：炉内温度≤600℃时，吹扫量为＞15m3/h，炉内温度＞600℃时，氢气吹扫量≤10～15m3/h，确保带钢表面清洁，无碳化物或氧化色；

6)切边工艺

成品双切边量25mm～50mm；

7)平整工艺

平整辊采用低粗糙度辊面，辊面粗糙度Ra≤0.8μm；

8)热成形工艺

加热温度：800-1000℃；

炉内气氛控制：炉内通N2保护，N2气压＞1Pa，N2比例＞99.9％，炉内露点≤-45℃；

加热时间：2-6min；

转移时间：＜10s；

保压时间：10s-20s；

冷却速度：≥25℃/s，保证零件成形后基体组织为完全的马氏体组织；

10)零件出模具后后续将进行激光切割处理，还需要进行抛丸涂油处理。

进一步地，所述的步骤2)中，卷取温度为600℃～700℃。

进一步地，所述的步骤7)中，辊面粗糙度Ra≤0.6μm。

进一步地，所述的步骤8)中，加热温度850℃-930℃。

进一步地，所述的步骤8)中，保压时间为15s。

与现有技术中国专利CN 106811689 B，本专利采用低Si，低Mn，低Cr，无Ti，无B，加Mo的成分设计，结合低温卷取和连续退火工艺，获得抗拉强度≥1800MPa级组织均匀的高韧性热成形钢，同时提高了生产效率。

与现有技术中国专利CN 106811681 B，本专利采用低Si，低Cr，无Ti的成分设计，结合低温卷取和连续退火工艺，获得抗拉强度≥1800MPa级的高韧性热成形钢，且无带状组织，同时提高了生产效率。

与现有技术中国专利CN 106119693 A相比，本专利成分设计不含贵金属Ni等元素，合金成本更低、炼钢连铸工艺更易控制；同时不存在原材料表面脱碳等负面问题，有利于保证热成形零件的型面尺寸和表面质量。

通过本发明获得的热成形零件抗拉强度≥1800MPa，且三点弯曲角度≥50°，冷弯性能达到目前市场上普遍使用的1500MPa级热成形钢冷弯性能水平，因此该发明在提高强度的同时保证了较高的冷弯性能，这为主机厂车身设计选材时提供一种轻量化效果和安全性能更好的原材料。

本发明的有益效果如下：

1)由于表面粗糙度的降低，减少了带钢表面的储油量，在加热过程中，由于表面油量少，降低了钢板表面的污染，从而可以改善热成形冲压环境；

2)表面粗糙度的降低，在热冲压成形过程中减小了高温摩擦，从而可以提高磨具的使用寿命；

3)表面粗糙度的降低，在热冲压成形过程中减小了材料与模具间的高温摩擦，从而降低深拉延零件的减薄率，从而提高了零件的高温成形性能；同时能够使零件与模具贴合良好，从而改善可淬透性；

4)按照上述成分及工艺制备的热成形原材料，不含Ti元素，节约了合金成本，并避免了大颗粒的TiN析出，提高了成品冷弯性能；采用低Mn加Mo的成分设计使得成品成分均匀分布，减轻了带状组织风险；添加NbV合金元素，使得基体组织均匀细化，成品析出物弥散均匀分布；热成形后零件屈服强度1264MPa，抗拉强度1895MPa，延伸率5.6％，实测热成形后零件冷弯角可以达到51°。

附图说明

图1为100倍光学显微镜下的原材料基体组织；

图2为500倍光学显微镜下的原材料基体组织；

图3为热成形后原始奥氏体晶粒度；

图4为热成形后马氏体组织；

图5和图6为表面粗糙度Ra＝2.0μm条件下，带钢表面形貌；

图7和图8为表面粗糙度Ra＝0.8μm条件下，带钢表面形貌；

图9和图10为表面粗糙度Ra＝0.3μm条件下，带钢表面形貌；

图11为表面粗糙度Ra＝2.0μm条件下，带钢高温摩擦系数；

图12为表面粗糙度Ra＝0.8μm条件下，带钢高温摩擦系数；

图13为表面粗糙度Ra＝0.3μm条件下，带钢高温摩擦系数；

图14为表面粗糙度Ra＝2.0μm条件下，零件表面有较厚的氧化层(N₂气保护)；

图15为表面粗糙度Ra＝0.3μm条件下，零件表面氧化层几乎消除(N₂气保护)；

图16为表面粗糙度Ra＝0.8μm条件下，零件表面没有明显氧化层，但存在轻微防锈油碳化。

具体实施方式

为了深入说明本发明，下面结合实施例和说明书附图1-16对本发明进行详细阐述。

优选的，所述的1800MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为，C：0.28-0.35％，Si：≤0.1％，Mn：0.8-1.2％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：0.26-0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.01％(优选的Ti可以不添加)，Nb+V+Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质。

下面三组实施例钢板化学成分相同，实施例中各个数值的选取满足本发明的数值规定。

如表1所示：

表1钢板化学成分，wt％

实施例	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Ti	B	Nb	V	Mo
													1800MPa	0.30	0.21	1.00	0.01	0.002	0.039	0.200	0.002	0.001	0.030	0.031	0.15

将三组相同组分的材料按照本发明中的制造方法生产，仅改变表面粗糙度一个参数，如表2所示。

一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，步骤为：

1)炼钢生产

基于炼钢过程中保护渣的作用(1、使钢水与空气隔绝；2、连铸过程中起到润滑作用)，对于1800MPa级热成形钢，由于成分的差异，优先选择高碳保护渣。

2)连铸+热轧生产

铸坯优先采用热装的方式进行组织生产，一方面为了提高生产节拍，另一方面为了减少铸坯裂纹的风险；若无法采取热装的方式进行组织生产，则连铸后得到的铸坯需要进保温坑进行缓冷处理，缓冷处理的目的有两个，一是减少裂纹风险，另一方面是缓冷扩氢，减少铸坯内部的氢含量。

加热炉内气氛控制：弱还原性气氛，空燃比1.0～1.05。

精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器，以消除因边部冷却过快导致的沿垂直带钢方向组织性能不均匀。

终轧温度：850～900℃；

层流冷却：采用前段冷却，主要目的是使得带钢在进卷取机之前完成相变，从而消除塌卷风险；并在层流冷却段采用侧喷(气体)处理，消除带钢上表面层流冷却积水，从而保证带钢上下表面冷却均匀；

卷取温度：对于1800MPa级热成形钢，卷取温度≤700℃，优先选择600℃～700℃，由于前面成分设计时，Mn含量的减少，减轻了热轧带状组织的风险，不选择低温卷取的原因是：高合金元素含量的添加，增加了淬透性，若采用低温卷取，则增加了硬质相的比例，会增加热轧卷的强度，给后续的酸轧过程带来困难，因此在卷取温度选择时，不采用低温卷取。

卷取张力：对于厚度3.0～6.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥35MPa；对于厚度2.0～3.0mm厚度的钢卷，卷取张力≥45MPa；以确保热轧卷卷紧，减少塌卷风险。

3)酸洗

去除热轧过程中产生的氧化铁皮。

4)冷轧

冷轧压下量≥50％，保证晶粒足够细化，晶粒越细小，后续回复再结晶过程更充分，组织均匀性更好，因此成形后冷弯性能越好。

5)退火工艺控制

对于连退生产的厚度1.6～2.5mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为780-820℃，退火时时间为4min～8min，炉内露点控制在≤-30℃。对于连退生产的厚度＜1.6mm厚度的钢卷，在其退火工艺段，退火温度为750-800℃，退火时时间为6min～12min，炉内露点控制在≤-30℃。

按照上述退火温度、退火时间进行退火的主要目的是保证基体得到均匀化退火，进一步消除带状组织。

对于罩退工艺生产的产品，冷点温度为620℃±20℃，均热温度为710℃±20℃，加热段＜18h，均热段时间10h～15h，氢气吹扫设定为：炉内温度≤600℃时，吹扫量为＞15m3/h，炉内温度＞600℃时，氢气吹扫量≤10～15m3/h，确保带钢表面清洁，无碳化物或氧化色。

6)切边工艺

成品双切边量25mm～50mm，保证热卷因边部厚度减薄或边部冷却速率较快造成的厚度不足区域和组织性能不均匀部分全部被切除。

7)平整工艺

平整辊采用低粗糙度辊面，辊面粗糙度Ra≤0.8μm，优先选择Ra≤0.6μm，否则热成形过程中无法起到改善高温摩擦性能的效果。

8)热成形工艺

加热温度：800-1000℃，加热温度优先选择850℃-930℃。加热温度不能＜850℃，否则加热过程中基体组织无法完全奥氏体化，从而在淬火过程中无法获得马氏体组织，进而无法保证成形后零件强度；加热温度不能＞930℃，否则形成粗大奥氏体晶粒，从而降低热成形后的冷弯性能。

炉内气氛控制：炉内通N2保护，N2气压＞1Pa，N2比例＞99.9％，炉内露点≤-45℃，从而保证炉内气氛无氧化性或还原性气氛。

加热时间：2-6min，结合上述加热温度范围，加热时间不能＜2min，否则无法完全奥氏体化；加热时间不能＞6min，否则奥氏体晶粒会变粗大，从而影响成品零件的冷弯性能。

转移时间：＜10s，转移时间超过10s后，会出现铁素体+珠光体等组织转变，导致最终零件组织中马氏体含量不足，从而达不到力学性能要求，且转移时间＞10s，会影响生产节奏。

保压时间≥10s，优先选择15s，在上述工艺基础上，保压时间不宜＜10s，否则零件出模具温度较高，在空气中冷却时会导致零件冷却变形，保压时间不宜＞20s，否则会影响生产节奏。

冷却速度：≥25℃/s，保证零件成形后基体组织为完全的马氏体组织。

9)零件出模具后后续将进行激光切割处理，还需要进行抛丸涂油处理。

表2原材料表面粗糙度与高温摩擦系数之间的关系

实施例	表面粗糙度Raμm	高温摩擦系数
			1	2.0	0.76
2	0.8	0.64
			3	0.3	0.60

表3为热成形后性能

表3热成形后性能

实施例	屈服强度Mpa	抗拉强度Mpa	延伸率％	冷弯性能°
					2	1264	1895	5.6	57.0
3	1301	1868	5.5	56.5

实施例1

在本实施例中，表面粗糙度Ra取2.0μm，高温摩擦系数均值0.76。

带钢表面形貌如图5，图6所示，带钢高温摩擦系数如图11所示。

如图14所示，零件表面有较厚的氧化层。

实施例2

在本实施例中，表面粗糙度Ra取0.8μm，高温摩擦系数均值0.64。

带钢表面形貌如图7，图8所示，带钢高温摩擦系数如图12所示。

如图16所示，零件表面没有明显氧化层，但存在轻微防锈油碳化。

实施例3

在本实施例中，表面粗糙度Ra取0.3μm，高温摩擦系数均值0.60。

带钢表面形貌如图9，图10所示，带钢高温摩擦系数如图13所示。

如图15所示，零件表面氧化层几乎消除。

由图14、15和16可知，零件表面的氧化物、防锈油碳化污染随原材料表面粗糙度的降低而减轻。

由图11、12和13可知，无镀层热成形钢产品在高温下的摩擦系数随带钢原始表面粗糙度的降低而减小。

上述实施方式对本发明的目的、实施效果进行了详细阐述，所应理解的是，上述实施方式仅是本发明的具体实施方式，本发明并不受上述方式的限制，凡在本发明的精神和原则之内，或采用了本发明的技术构思和技术方案进行的各种修改、等同替换、改进等，均在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢，其特征是，所述的1800MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为，C：0.25-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.04％，Nb+V+Mo：≤0.5％，B：≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢，其特征是，所述的1800MPa级无镀层热成形钢的主要化学成分组成及质量百分比含量为，C：0.28-0.35％，Si：≤0.1％，Mn：0.8-1.2％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：0.26-0.50％，Al：0.01-0.06％，Ti：≤0.01％，Nb+V+Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求2所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢，其特征是，所述的Ti元素可不添加。

4.根据权利要求1-3任一项所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，具体步骤为：

1)炼钢生产

2)连铸+热轧生产

加热炉内气氛控制：弱还原性气氛，空燃比1.0～1.05；

精轧采用CVC轧机进行轧制，并开启边部加热器；

终轧温度：850～900℃；

层流冷却：采用前段冷却，并在层流冷却段采用侧喷处理；

卷取温度：对于1800MPa级热成形钢，卷取温度≤700℃；

3)酸洗

去除热轧过程中产生的氧化铁皮；

4)冷轧

冷轧压下量≥50％；

5)退火工艺控制

6)切边工艺

成品双切边量25mm～50mm；

7)平整工艺

平整辊采用低粗糙度辊面，辊面粗糙度Ra≤0.8μm；

8)热成形工艺

加热温度：800-1000℃；

加热时间：2-6min；

转移时间：＜10s；

保压时间：10s-20s；

5.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤2)中，卷取温度为600℃～700℃。

6.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤7)中，辊面粗糙度Ra≤0.6μm。

7.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤8)中，加热温度850℃-930℃。

8.根据权利要求3所述的一种具有低高温摩擦系数的1800MPa级无镀层热成形钢的制备方法，其特征是，所述的步骤8)中，保压时间为15s。