超高强钢的应用_《翻译文章》

第一篇：超高强钢的应用_《翻译文章》

先进高强钢

解决对钢成形性增长的需求 斯图尔特—凯乐，彼得

1960年以前，对于高强钢的要求是通过高碳钢或冷轧钢来满足的。这些增加强度的办法都是以牺牲材料的成形性为代价的。后来又出现了通过热加工过程而发展起来的高强度低合金钢（HSLA）。这种合金在保证更高强度的同时，使成形性最小程度的降低。这源于钢的成分的改善，包括更小的晶粒尺寸，用其他元素去换铁原子，或者加入其他元素，以此来改变其晶体结构。早期的高强度低合金钢，其最大屈服强度只有30-50ksi, 新的高强度低合金钢，其屈服强度可以达到110ksi。

（注：关于这些板材成型的信息，来自于下面的参考文献。即高强钢的成型，来自于《金属成型》2009年四月刊）

现在，对于高强度钢有了更高的要求。具体包括：

1）通过减少钢板的厚度来实现减重的目的，随后再通过增加其屈服强度来补偿。通过结构分析，在保证板厚不变的同时，可以使钢板的屈服强度加倍。但是，随着板厚降低，屈服强度增加，板材的拉伸性能和弯曲性能会降低。

2）局部强化，这一点通常要求板材的成型方式从拉深成型转变为拉伸成型。考虑通过修剪，将其分成三个独立的且易于成型的部分，然后通过焊接将其连接起来。尝试将来自同一块板材的相同大小的部分，放入带有三个型腔的模具当中，在型腔之间没有粘结，使得板材可以流动并形成相邻的壁，这样成型模式就变为拉伸模式。随着强度的增加其拉伸性降低。3）在那些易于发生严重局部变形的地方，高强度钢件应具有清晰的功能设计与特征线，这要求材料有更高的可拉伸性能。

AHSS或“新设计钢”

为了满足高强钢更高成型性的要求，钢材研究者们已经采取了一种全新的途径来增加钢材的强度。低强度钢和高强度低合金钢都只有单一的铁素体相—这是一种纯铁的微观结构，这种结构中碳含量很低。先进高强钢（AHSS）出了铁素体相外，还具有一个或多个微观相结构，诸如马氏体相，贝氏体相，还有残余奥氏体相。

普通高强钢等级可分为三种成型类型：

1）具有相同原始屈服强度和抗拉强度的钢，是根据钢的成型性的好坏决定了钢的级别。这种成型性的提高是总的延伸率对屈服强度的一种作用（图1）。对于材料的抗拉强度和加工硬化指数（n次方）也可以画出类似的曲线。与相同强度的低合金高强钢相比，双相先进高强钢总延伸率的增长使得冲孔半径对厚度的比例减小。双相钢能够在高应力的位置极大的限制材料的变形（应变）局部化。这些应变梯度的差异非常大，这些差异产生的一个主要原因是产品尺寸的不同。

图.1双相钢和相诱变可塑先进高强钢强度和延伸率之间的关系（Yield Strength:屈服强度，Total Elongation：总延伸率，DP：双相钢，TRIP：相诱变可塑钢）

另外，应变的最大值是显著增加的，并且在低于原来深度的情况下达到失效条件。双相钢的强化是从改变梯度开始的，同时减少甚至阻止他们的扩散。应变值提高是由于在微观组织中引入了马氏体区。

图.2用HSLA与DP成型前保险杠过程（Percent Stretch：拉伸比例，Centers of Original Circles：原界中心，Yield strength：屈服强度，Maximum Allowable Stretch：最大允许拉伸量）

图.2阐述了一种钢的前保险杠的成型过程研究的结果，这种前保险杠研究用到了多种低合金高强钢和双相钢。我们通过前保险杠测量出了两种带有尖峰的应变梯度。当检测双相钢是这种应变梯度发生了巨大的改变—当应变率达到7％至9％时就已使得双相钢产生疲劳。由于马氏体区的加入是非常重要的，冶金学家找到一种能补充新的马氏体区从而生产出更优质的钢—相变可塑性刚（TRIP）。这些钢的等级比单独的双相钢有能显著地使应变梯度变得平缓。另外，在局部缩颈处（成型极限曲线）的最大允许应变增长。

2）在保证成型性不变的情况下提高钢的屈服强度和抗拉极限。马氏体钢（MS，图.3）是一种具有坚硬马氏体结构的单相钢。取决于温度的不同，MS钢的总延伸率从15％到5％都有。用MS钢生产的大部分都是冷弯。

图.3 CP与MS级别钢的优势（Yield Strength：屈服强度，Total Elongation：总延伸率，Constant formability increased strength：一般成型增加的强度，Complex phase steel：多相钢，Martensitic steel：马氏体钢）

其他属于先进高强钢类别的都是有很多相（CP）的钢，这些钢的强度是由于它们有尺寸极细小的晶粒且微观组织中含有贝氏体，马氏体，残余奥氏体和珠光体。多相钢具有吸收高能量以及高残余变形能力的特征。

3）为了获得最终的性能需要特殊的加工过程。产品设计可以制造出以前认为不可能实现的的零部件。在现实生活中，一份采购订单可能需要成型非常复杂的部分，而这部分又要求如MS钢这样极高的强度。这份订单可能并不要求成型为MS—只是要求产品最终具有MS钢的性能。

现在制造的很多零部件都是采用热成型技术或者屈服强度为50到70ksi，总的延伸率为18％硼基钢。这种钢被加热到850到900℃，被放置在一个具有压力的情况下然后成型。成型屈服强度基本是6到13ksi，50％以上的总延伸率，它们都是常数。我们能通过获得非常严重的变形来制造具有复杂特性的零部件。在快速成型后，冷模淬火的部分能达到MS钢最后的强度。然而比正常冲压速度慢很多的时候，使用更多的传统成型过程在打击过程中能生产出以前已经证明不能生产出的部件。

发展前景

从低合金高强钢到先进高强钢的发展趋势（图.4）是非常值得注意的。在北美生产轻型车辆的先进高强钢的用量从2007年的9.5％估计到2015年会增长到34.8％。

图.4 北美轻型车辆金属含量的预测（资料来源：世界各地制造，Conventional AHSS：普通高强钢，Advanced HSS：先进高强钢，Aluminum & Magnesium：铝和镁，Mild Steel：中强钢，Medium HSS：中强先进钢，Bake Hardenable：加热硬化）

我们现在依旧在寻找具有更好性能的先进高强钢。到目前为止，我们的讨论覆盖了第一代先进高强钢（图.5）。通过奥氏体基体化的第二代产品我们使成型性能得到了很大的提高，例如TWIP钢（双相诱变可塑性钢），这种钢在现在才刚开始做与生产实验的。然而这些钢能达到60％的总延伸率和非常高的n值，由于它们加入了很多有很高价格的合金元素导致它们非常昂贵。而且，它们复杂的成分使得它们焊接具有挑战性。

图.5 第二代高强钢—更好的性能，价格更低（Conventional Steels：传统钢，Austenitic-Based Steels：奥氏体化钢，Current Area of Research：当前区域研究，Improved properties：性能的提高，Reduced cost：价格的降低，Improved weldability：焊接性能的提高。）

许多研究者都认为大部分的零部件不需要第二代先进高强钢的机械性能，所以现在已经开始研究并发展第三代先进高强钢。第三代钢的特征是比第二代有更少的相，并且具有更好的成型性和焊接性。

特别关注的领域

尽管我们希望先进高强钢能应用于车辆和其他产品，但还是有很多的担忧。其中：回弹；成型速度和热量在模具中的积聚；以及压力的吨位和能量。

当成型较低强度的钢时回弹总是存在的，并且要求模具的补偿量满足图纸的要求。回弹量的大小直接与屈服强度有关。所以如下面的先进高强钢，尤其是CP和MS钢，由于回弹量太大导致极其的难以控制。（图.6）。然而一般低强度的AKDQ钢通常回弹量在2％到3％，HSLA钢的回弹量通常在8％到12％，MS钢的回弹量则在16％到24％之间。

图.6 不同屈服强度导致的各种回弹（Yield Strength：屈服强度，Springback：回弹，Strain：应变）

回弹，侧壁弯曲，平板扭曲在它们各自的成型过程中都有自己的初始不平衡应力。这种不平衡应力通常是由产品设计导致的—非对称的几何形状或裁剪过程，迅速变化的界面或不等的法兰长度。其他引起不平衡应力的因素有不确定的成型工艺参数，包括润滑，抛光，压边力，毛坯的定位以及拉拔机头的断裂和磨损。

由于在AHSS的应用中回弹是一个非常主要的影响因素，所以在设计阶段之前必须先指出回弹现象从而避免利用二次成形补偿回弹。为了在设计阶段把回弹降到最小，我们应：

•避免直角或者尖角。

•使用6到10°的较大敞开角来补偿过度弯曲和回弹。•避免在两个内壁之间使用大的过渡半径。•使用开放式而不是封闭式的冲压。

•在设计部件允许的部分采用加强筋，底阀，多处凸缘等等，来阻止弹性力的释放和减少回弹。

•在产品设计允许范围内设计与成型性相匹配的冲孔半径。当半径小于2t时能减小回弹角及板加工后的变化。

因为钢的加工硬化是由于拉伸超过模具半径导致的，这种增加的强度会引起回弹的增加和侧壁弯曲。这使得重新加工变得困难。因此，冲压锤应尽量限制材料移动而超过它们半径的现象。

汽车设计工程师经常会提出沟槽和帽檐结构在产品结构设计中的应用。不幸 的是，两块平行板或者是需要弯曲侧壁的板之间有90°夹角时，都会使得回弹增大的潜在可能性变大。在限制材料半径及运动的情况下为了获得需要的通道高度，成型帽檐部分需要两步方法—形成凸缘部分的加工过程（图.7）。首先，在成型90°角的半径是在过度弯曲面和回弹补偿部分的配合面。在帽檐部分的操作过程中使这部分顶端的大半径变得平缓，这可能需要在平面部分需要额外的过渡弯曲，顶部才产生平行板。

图.7 两步成型小半径帽檐部分（Part and Cross-Section After First Stage：第一阶段后零件截面部分，Part and Cross-Section After Second Stage：第二阶段后零件截面部分）

多部成型操作证明有助于零件形成小的，精确的几何特征，但是这只能在重新加工成型中实现。另外一个这样的方法叫做Shapeset，是由通用汽车研究开发的成型凸缘模具（图.8）。一个成型模具或拉深工具（没有拉伸机头）成型零件后，然后零件被放入到被设计好的用来锁定其他凸缘的第二个工具上。具有锁定机头的低压力垫作用在毛坯上，上模具钢距离底部机头中心（BDC）的少于或者接近6mm。然后零件被从一个模具导柱前拉伸至压到底部机头中心。

图.8 两步拉伸成型过程（punch：冲孔，Sheet steel：薄板钢，Mild steel：中碳钢，High strength steel：高强钢，All steel：所有钢）

在零件中产生的拉伸力（大约2％）能有效的减小剩余压力以及部分与部分之间的变化。较低的锁定装置需要避免在零件成型过程中零件的上升引起的反向压力垫。

用辊锻模成型的时候需要用到压力板来防止工件在成型过程中的滑动。对于印刷模具需要的压力板的要求通常与AHSS成型中所需要的冲孔力相等，加工AHSS压力板的压力是同等厚度HSLA的三倍。这种水平的夹持力在小的辊锻模或者小的模具面积内是很难达到的。

更多控制回弹的工具技术

模具材料的成型压力越大并且材料需进一步加工来减小回弹时可能会产生大的工具挠度。成型钢时必须控制钢具有合适的斜度来控制工具的挠度和保证零件的质量。

对于回弹来说压模应当包括用于补偿辊锻模而形成的过度弯曲。根据不同级别的钢，预计回弹角可高达10°。

图.9阐述了在由汽车/钢合作伙伴发表的高强钢设计冲压手册中发现的一种回弹补偿技术。凸缘钢的半径小于零件半径，再加上凸缘钢和导柱上的应力释放。

凸缘钢上的应力释放允许应用在成型半径上进一步施加压力。

图.9 在辊锻模中的过度弯曲（Pad:压力板，Flange steel：凸缘钢，Apply extra pressure：施加的额外压力，Back relief on lower die：较低模具中的应力释放，Back relief on flange steel：凸缘钢中的应力释放）

在切实可行的情况下，考虑用旋转成型工具代替凸缘辊锻模。旋转成型工具证明更容易对回弹补偿量进行调节，以及辊锻模产生的拉伸载荷（额外的拉伸量）。

成型速度，能量，热量以及润滑条件

AHSS钢在拉伸试验随成型速度为10 in./in./sec.开始每增加十倍，屈服强度和抗拉强度只是增加很少的2到3ksi。这个压力的增加比AKDQ钢的增加要少。对于相同的成型速度，加工硬化指数保持常数。

然而随着挤压速度从每分钟12次增加到16次时，材料强度的增长几乎是可以忽略的，但零件数量，大量的能量和伴随热量增加达到了33％。当改变钢的类型从而改变强度是，越高强度的钢需要越大的力，这就导致了产生更多的能量和热量。这种热量的增加会导致润滑剂粘结甚至引起润滑剂的失效。

压力机吨位和能量

一个明显需要关心的问题是挤压机在挤压AHSS时能达到的最大力。但是最初的担心是，在实施挤压过程时所能达到的挤压能量并不确定并且需要压力机一直不停的运转。压力机的吨位和能量并相同。

压力机吨位的等级是显示了压力机所能施加的最大压力，这个力可以在不破坏它的框架结构，滑块组织，连接杆以及主齿轮衬套的结构下施加。计算吨位需要做的功（W）是作用力（f）与它工作距离（d）的乘积：W = f x d。

压力机的能量等级取决于所应用的压力机的载荷及施加的这个载荷所走过的距离。例如拉深HSLA，用200 tons的拉力走过3 in.的距离。这个过程需要600 in.tons的能量。成型AHSS则需要500 tons的力同样走过3 in.的距离，则需花费1500in.tons的能量。

因为每一次施加压力的过程当中都要消耗能量，而且这些能量一定会被取代，关键的注意力应该集中在主要的驱动马达（马力）的尺寸和飞轮的角速度上，尤其是在AHSS的应用上。飞轮上聚集的能量的数量依赖于它的质量和角速度—储存的能量随速度的平方而变化。因此，当压力机以全速运转时，飞轮中可以储存很大数量的能量。随着压力机速度的减小，储存的能量也会变少。这一点在实际中非常重要，因为很多模压工会减小压力机的运行速度来较少成型AHSS时产生的附加热。但是，在这样较低的速度下，飞轮的尺寸成为产生所要求的压力机能量的限制因素。我们建议通过计算机来模拟成型过程，从而评估冲压AHSS时的压力和能量要求。

最近，归因于一种伺服压力机的出现，用其来决定压力机的压力和能量要求—这是这个月的模具设计柱的研究主题，从42页开始。

先进高强钢（AHSS）的其他资料

对于AHSS以及它与HSLA之间的关系的一个重要参考是AHSS应用指南—2009.06,4.1版。它可以在www.xiexiebang.com网站免费下载。

另外，在Detroit,MI，2011.06.22—23号，由PMA组织将主持的斯图尔特—凯乐和彼得参加的为期连续两天的研讨会。这个研讨会奖讲述高强钢的加工过程以及冲压高强钢所用模具的设计和制造过程。更多资料请进入www.xiexiebang.com。

第二篇：适用于冷冲压成形的超高强钢性能分析~

适用于冷冲压成形的超高强钢性能分析~

车身用钢的发展趋势随着汽车市场对节能、环保、安全、舒适等要求的提高，汽车车身轻量化成为当今汽车技术发展的重要发展方向。由于高强钢和超高强钢在减轻车身重量的同时，还能提高汽车车身的结构强度及能量吸收能力，因此高强钢和超高强钢在汽车上的应用越来越广泛。截至目前为止，高强钢和超高强钢仍然是最经济、最有效的轻量化途径之一。典型的超高强钢应用零件有前、后门左/右防撞杆（梁），前、后保险杠，A柱加强板，B柱加强板，C柱加强板，下边板，地板中通道及车顶加强梁等各种结构件。高强钢有不同的定义分类方法。⑴按屈服强度分类：将屈服强度在210～550MPa范围内的钢定义为高强钢（HSS，High Strength Steel），屈服强度在550MPa以上的钢定义为超高强钢（UHSS，Ultra High Strength Steel）；⑵按抗拉强度分类：抗拉强度在340～780MPa范围内的钢定义为高强钢（HSS），抗拉强度在780MPa以上的钢定义为超高强钢（UHSS）；⑶按照强化机理分类：分为传统高强钢和先进高强钢板，先进高强钢（AHSS，Advanced High Strength Steel）是指通过适当的热处理工艺控制钢的显微组织以得到高强度、高塑性；⑷按其发展历程分类：第一代、第二代和第三代先进高强钢，如图1所示。图1 高强钢的发展和划分除了钢铁材料之外，铝合金、镁合金、工程塑料、碳纤维及其他轻质材料也加大了在汽车车身上应用研究的力度。曾有人对2030年时车身的轻量化方案做了预测，不同的轻量化方案下对应着不同的车身用材结构，如图2所示。不管是哪一种方案，现行车身上用量较大的软钢（抗拉强度340MPa以下）和高强钢（抗拉强度780MPa以下），都将大幅度减少，而超高强钢（抗拉强度在780MPa及以上）的用量将大幅度增加。图2 2030年时不同轻量化目标下的车身用材结构预测超高强钢冷冲压成形面临的挑战在超高强钢产品开发上，国内外钢厂都进行了大量的工作，日本新日铁、JFE、神户制钢、韩国浦项和瑞典SSAB等钢铁公司已开发出各自的超高强钢产品并在汽车行业得到应用。近年来，第一代先进高强钢不断刷新“强度”记录，如1200MPa级别的双相钢（DP钢：Dual-PhaseSteel）、1500MPa级别的马氏体钢等相继实现了批量化生产和供应。钢板的可成形性能（延伸率）一般随着强度的提高而降低。以第一代高强钢为例，强塑积（强度×延伸率）一般在15GPa%以下，例如：980MPa级的双相钢延伸率为7%～15%，1200MPa以上马氏体钢的延伸率只有3%～8%。这么低的延伸率，给冷冲压成形带来了极高的难度和挑战。高强钢在国外刚刚开始大批量应用的时候，曾遇到过很多问题。其中，有一个普遍的问题是零件可成形范围较窄和性能不稳定。这是因为高强钢，尤其是先进高强钢通过控制相组织得到高强度的这种强化机理，导致了高强钢的性能波动范围在先天上就比传统的软钢要大。还有一个问题，就是高强钢板表面易拉毛和模具易磨损，这也会带来模具维修费用及零件返修工作量的增加，进而导致生产成本增加。随着国内汽车车身轻量化的持续进行，超高强钢在国产汽车上的应用越来越广泛。宝钢近年来的超高强钢销售量也说明了这一点。特别是宝钢超高强钢专用生产线于2009年4月投产以后，冷轧超高强钢的销量迅速攀升，从2008年的不到3000t到2013年的86000t，短短的5年时间，增长了几十倍。近两年来，我们对冷轧超高强钢在冷冲压成形过程中发生的主要问题也进行了市场调研，发现主要集中在以下几个方面：开裂、回弹及尺寸超差、边部开裂、起皱、表面拉毛、毛刺等。然而，由于冷冲压成形所特有的高效率、低能耗、低成本等优点，且有着近百年的生产经验和技术积累，生产组织等相对较易进行，因此人们对于冷冲压成形仍然情有独钟，也因此，对于可适用于冷冲压方式进行加工的超高强度钢板的开发一直有着较高的期待。第二代高强钢,典型代表为孪生诱发塑性钢（TWIP钢：Twinning Induced Plasticity Steel）,是以添加Mn等合金元素来提升强度，形成大量的铁素体相来提升延伸率的。然而，大量合金元素的添加，导致了较高的生产成本，且因极高的碳当量而导致焊接困难，因此，第二代高强钢虽然在较早的时期就开发成功，但却尚未得到广泛的应用。近年来，世界各国研究机构、钢铁企业对第三代超高强钢的研发热情空前高涨，尤其是宝钢率先实现了第三代超高强钢品种中的淬火延性钢（QP钢：Quenching and Partition Steel）的工业化生产，并在汽车零件上实现了成功应用，对钢铁业界和汽车业界的影响都极大，也为采用冷冲压方式进行超高强钢的成形加工注入了活力。超高强钢冷冲压成形面临的机遇材料开发宝钢对超高强钢的研究始于2005年，从工艺技术开发、产品研制到汽车用户使用技术研究完全依靠自身力量，并研究出超高强钢核心生产装备技术，成为我国首家拥有冷轧超高强钢生产技术自主知识产权的企业，为自主集成建设高强钢专用生产线奠定了基础。年产量20万吨的高强钢专用生产线于2009年4月建成投产，主要生产冷轧及热镀纯锌的高强钢及超高强钢，并生产出最高抗拉强度为1500MPa级别的冷轧马氏体钢。2010年全球率先实现了首个第三代高强钢—980MPa级QP钢的工业化试制，并于2012年通过汽车厂材料认证，实现了在汽车上的批量化应用。2013年全球首发第三代热镀锌QP980，2014年全球首发1180MPa级的冷轧QP钢。目前，宝钢已成为世界上唯一能够同时批量生产第一代、第二代及第三代先进高强钢的钢铁企业，实现了超高强钢产品在世界范围内的领先地位。2009年在科技部973项目的大力支持下，太钢集团与中国钢研科技集团公司合作，成功开发出第三代汽车钢热轧板卷和冷轧板，该产品强塑积超过了30GPa%。目前尚未实现商业化生产。国际钢铁巨头ArcelorMittal（安赛乐米塔尔）早在2012年6月开始分阶段减持在华菱钢铁的股份，并将所获资金用于增持其与华菱钢铁合资的汽车板项目的股份。该项目于2014年6月全面建成投产，2015年实现商业化生产。该项目初期年产能150万吨，主要生产特殊高强钢。2011年9月鞍钢与日本株式会社神户制钢所签署了合作意向书，成立合资公司，建设一条年产60万吨新型水冷式冷轧连续退火生产线，主要生产590MPa以上级别的双相冷轧高强汽车用钢，计划于2016年初投产。材料性能冷轧超高强钢的品种极为丰富，宝钢已实现大批量稳定生产供应的主要有：双相钢（DP钢），DP780、DP980（有冷轧表面CR，有热镀纯锌表面GI，也有热镀锌铁表面GA），DP1180（CR）；相变诱导塑性钢（TRIP钢），TR780（CR）；淬火延性钢（QP钢），QP980（CR，GI），QP1180（CR）；马氏体钢（MS钢）：MS980（CR），MS1180（CR），MS1300（CR），MS1400（CR），MS1500（CR）。其中，适用于采用冷冲压成形方式进行加工的钢种主要是DP钢、TRIP钢和QP钢。⑴DP钢。冷轧双相钢微观组织主要由马氏体和铁素体组成，马氏体组织以岛状弥散分布在铁素体基体上，马氏体是硬质强化相，铁素体是软相，双相钢的强度随着马氏体含量的提高而增加，典型微观金相组织，如图3所示。图3 不同强度级别DP钢典型微观组织马氏体和铁素体复合的双相组织使其具有一定的强度和良好的成形性。DP钢的主要力学性能特点为：连续屈服，应力-应变曲线呈光滑的拱形，无屈服点延伸。这就避免成形零件表面起皱，从而不需要附加的精整工序；高的加工硬化速率，尤其是初始的加工硬化速率，只需5％以下的应变，就可使双相钢的流变应力达到500～550MPa；无屈服延伸，无室温时效；烘烤硬化值35～80MPa；低屈强比0.5～0.65。由于DP钢具有良好的强度和成形性能，可以广泛应用于如A柱、B柱、门槛加强板、车门防撞杆等各种车身安全件、结构件，也可推广应用到外板件零件。不同强度级别DP钢典型准静态拉伸曲线，如图4所示。可以看出各级别双相钢均表现出连续屈服，较高的初始加工硬化，较长的均匀延伸区间。高的初始加工硬化使双相钢发生塑性变形后，变形抗力迅速上升至较高水平，并维持在较宽的均匀应变区间，延迟了塑性颈缩的发生。图4 不同强度级别DP钢典型准静态拉伸曲线⑵TRIP钢。相变诱导塑性钢（TRIP钢）的组织为铁素体＋贝氏体＋残余奥氏体。典型微观金相组织，如图5所示。残余奥氏体的含量在7%～15%之间。在冲压成形时，TRIP钢中的残余奥氏体会逐渐转变为硬的马氏体，有利于均匀变形,实现了强度和塑性较好的统一，较好地解决了强度和塑性矛盾。TRIP钢典型准静态拉伸曲线，如图6所示。图5 TRIP钢典型金相组织图6 TRIP钢典型准静态拉伸曲线加工硬化指数n值是决定板料成形时最大允许延伸的重要参数。在相同板厚的情况下，最终n值决定了板料成形极限的高度。n值的大小实际上反映了板材均匀地分配应变的能力。变形过程中n值越高，应变梯度越小，材料抵抗局部变薄的能力越强。与DP钢相比，TRIP钢在成形发生大的应变时，能产生新的马氏体岛，这些新的马氏体岛能维持较高的瞬时n值，如图7所示。由于TRIP钢的加工硬化指数在很长的应变范围内仍保持较高，特别适合要求具有高胀形的成形方式。图7 TRIP和DP钢瞬时n值曲线对比然而，TRIP钢中残余奥氏体的转变，与应变路径、应变量大小有关，如图12所示。即：不同形状的零件，不同的成形特征，或者是不同的成形工序设计，都会诱发出完全不同的TRIP塑性。这就要求车身设计工程师、模具设计工程师十分了解TRIP钢的变形特性，从而能够充分利用这一特性。此外，TRIP钢中的贝氏体相是钢过冷奥氏体的中温(350～550℃)转变产物，转变温度介于珠光体转变与马氏体转变之间，实际生产中较为难以控制。正是由于TRIP钢的这种贝氏体相控制困难及对零件和模具设计的较高要求，使其虽然具有高碰撞吸收性能、高强塑积、高n值、成形性好等特点，也仍然难以获得像DP钢这样的广泛应用。⑶QP钢。淬火延性钢（QP钢）的组织是钢在奥氏体化后快速淬火获得马氏体＋奥氏体的混合组织，随后加热至配分温度进行碳的配分。配分处理后，碳由马氏体扩散至未转变奥氏体，使奥氏体富碳并稳定化，如图8所示。稳定化的奥氏体在随后的冷却过程中可保留下来，最终形成铁素体+马氏体+少量残余奥氏体组织，如图9所示。图8 QP钢的碳的配分原理示意图图9 QP钢典型金相组织QP钢典型准静态拉伸曲线，如图10所示。QP钢具有超高强度和较高的延伸率，良好的强塑积特别适合外形相对复杂、强度要求相对高的冲压件。图10 QP钢典型应力应变曲线与DP钢相比，除了具备DP钢的优点之外，由于QP钢稳定化残余奥氏体的存在，使得QP钢具有比DP钢更好的成形性能，如图10所示，同样是980MPa级别，QP钢的延伸率远大于DP钢，其均匀延伸率甚至优于强度较低的DP780。与TRIP钢相比，QP钢的马氏体相较之TRIP钢的贝氏体相更容易控制并且具有更高的强度。典型应用案例某车型前围横梁，批量生产中一直采用DP590GI冲压。在同一套模具上，在相同的工艺条件下，采用QP980进行试冲，可完成拉延成形，如图11所示。图11中下方零件为采用DP590GI进行批量生产的拉延件，上方零件为采用QP980试冲的拉延件。图11 QP980与DP590的实冲对比某车型B柱加强板，采用宝钢QP980进行了试冲。采用网格应变分析（CGA）技术对零件上各区域的应变进行了分析，试验结果表明各区域的安全裕度及减薄率均满足要求。通过各种材料和零件认证试验后，该B柱加强板已实现稳定化批量生产。结束语随着汽车轻量化的深入进行，高强钢尤其是超高强钢将会得到越来越广泛的应用。作为在高强度下仍然具有高塑性的第三代高强钢，正逐渐获得各钢铁公司、汽车厂的青睐。足够的塑性，使得超高强钢的冷冲压成形成为可能。因此，随着新一代高强钢的不断开发，冷冲压成形将有可能成为超高强钢的主要加工方式。

第三篇：先进高强钢和汽车轻量化

汽车轻量化项目主要包括超轻车身(U L SA B)、超轻覆盖件(U L SA C)、超轻悬挂件(UL S AS)和在此基础上的超轻概念车项目(ULS AB-AVC), 均是以使用钢铁为基础.除了利用先进高强度钢板外 , 还大量采用了激光拼焊、激光焊接、液压成型和计算机模拟等技术来进行汽车的设计和制造。

AHSS 钢主要包括双相钢(D P)、相变诱发塑性钢(TRI P)复相钢(CP)和马氏体钢(M)等 ,这类钢是通过相变组织强化来达到高强度的 , 强度范围 500 ～1500 MPa。具有高的减重潜力、高的碰撞吸收能、高的疲劳强度、高的成型性和低的平面各向异性等优点 D P钢

DP 钢板的商业化开发已近30，年包括热轧、冷轧、电镀和热镀锌产品。主要组织是铁素体和马氏体 , 其中马氏体的含量在 5 %～ 20 %, 随着马氏体含量的增加 , 强度线性增加 , 强度范围为 500～ 1 200 MPa。除了AHSS 钢的共性特点外 , 双相钢还具有低的屈强比、高的加工硬化指数、高的烘烤硬化性能、没有屈服延伸和室温时效等特点。DP 钢一般用于需高强度、高的抗碰撞吸收能且成形要求 也较严格的汽车零件 , 如车轮、保险杠、悬挂系统及其加强件等.热轧 D P 钢的生产是通过控制冷却来得到铁素体和马氏体的组织的 , 冷轧和热镀锌 DP 钢是通过铁素体和奥氏体两相区退火和随后的快速冷却来得到铁素体和马氏体组织的。D P 钢的主要成分是 C和Mn , 根据生产工艺的不同可适当添加Cr、Mo 等元素使C曲线右移 , 避免冷却时析出珠光体和贝氏体等组织。

复相钢

复相（Complex Phase: CP）钢是指两相在数量和尺寸上有相同的数量级，其组织特点是

细小的铁素体和高比例的硬质相如贝氏体、马氏体，含有铌、钛等元素。复相钢基本上是在Mn-Cr-Si合金成分体系的基础上，通过马氏体、贝氏体以及Ti、Nb和V等微合金元素的晶粒细化效应和析出强化的复合作用，结合适当的卷取工艺而生产的，抗拉强度能够达到800~1000MPa。具有很高的能量吸收能力和扩孔性能，广泛应用于汽车车身中车门的防撞杆、保险杠与B立柱等提高汽车安全性能的部件。贝氏体钢

贝氏体（Bainite: B）钢的微观组织为贝氏体，通过控制冷却速度或者空冷可以得到贝氏体组织。贝氏体钢的化学成分主要由碳和微量铬、硼、钼、镍等合金元素组成，含碳量低于 0.05%。贝氏体钢的韧性好、强度高（530~1500MPa），并且随着贝氏体转变温度的降低，贝氏体钢的强度增加，贝氏体钢的成形能力和焊接性均很好，在航空航天、船舶与石油化工。马氏体钢

马氏体钢的微观组织为少量的铁素体和/或贝氏体均匀的分布在板条状的马氏体基体上。通过在连续退火线或者出料辊道上的快速冷却作用，使奥氏体向马氏体完全转变从而得到马氏体钢。向马氏体中加入碳元素能提高马氏体的淬硬性，起到强化的作用；为提高马氏体钢的淬透性可以加入不同比例的 Mn、Mo、B、V、Ni、Si、Cr 等合金元素。马氏体钢是先进高强钢中抗拉强度最高的钢种，最高能达到 1700MPa。

相变诱发塑性钢

相变诱发塑性（TRIP）钢是为了满足汽车工业对高强度、高塑性钢板的要求而开发研制的，微观组织主要为铁素体、贝氏体和残余奥氏体（体积分数一般为 10%~20%）。在冷成形过程中，残余奥氏体向硬的马氏体发生转变（形变诱导相变）的同时发生塑性变形。这种硬化使得组织变形难以在局部集中并使应变分散，导致了整个组织中的塑性变形分布比较均匀，这种现象称为相变诱发塑性。TRIP 钢具有强度高、延展性好、易冲压成形和能量吸收率高等特点，可以大幅度地减轻车身自重，降低油耗，同时能够抵御发生碰撞时的塑性变形，显著提高汽车的安全性能，在汽车制造领域有着巨大的优势。

TRIP 钢分为热轧型 TRIP 钢和热处理型冷轧 TRIP 钢。热轧型 TRIP 钢是通过控轧控冷获得大量的残余奥氏体组织。热处理型冷轧 TRIP 钢是在冷轧后采用临界加热，然后在下贝氏体转变温度范围内等温淬火。快速加热至临界温度，形成铁素体-奥氏体混合组织。与双相钢的热处理工艺最大的区别在于，为了在最终的组织中保留奥氏体，需要引入贝氏体等温淬火保持阶段（或缓冷）。通过碳在未转变的奥氏体中的富集使马氏体转变温度降至低于零度，但仅通过铁素体形成时产生的碳富集是不够的，因此，贝氏体形成时会造成更多的

碳富集。通过添加硅或铝，不仅能起到固溶强化作用，而且还能阻止在贝氏体形成过程中碳化物析出。孪生诱导塑性钢

孪生诱导塑性(TWIP)钢是第二代先进高强钢的典型钢种，又称FeMn钢、高锰钢或现代轻质钢，成分特点是锰和铝含量较高，具有高强度、高加工硬化速率和优异的延展性（总延伸率可高达70%）。主要有Fe-Mn-C钢、Fe-Mn-C-Al钢及Fe-Mn-C-Al-Si钢。研究结果表明FeMn-TWIP钢加工硬化速率n值高且均匀，可承受局部应变峰值并具有良好的应变分布（抗颈缩），同时成形性能好，具有较好的能量吸收性能。由于这类钢的处理工艺复杂、合金元素含量较高，虽然具有高强度和高韧性等良好的综合性能，但目前为止还没有商业化，在汽车工业上的应用还很有限。

相同成分DP钢和TRIP钢部分力学性能的比较

对同一种钢板进行不同热处理分别制成具有相同铁素体含量的双相钢(DP钢)和相变诱发塑性变形钢(TRIP钢)，并对其部分力学性能进行对比。比较发现，铁素体基体上不同的第二相使得材料力学性能产生巨大差异：马氏体使DP钢具有很高的抗拉强度，残余奥氏体则赋予TRIP钢优良的伸长率；DP钢拥有更加优良的加工硬化能力，TRIP钢则具有较为理想的烘烤硬化能力。试验表明，考察DP钢和TRIP钢的烘烤硬化能力时，除柯氏气团外，内应力的消除也应该考虑其中。两种材料的组织有相似之处：F为基体，其上分布着较硬的第二相，不同之处在于第二相的种类和数量。

单轴拉伸试验，得到的负荷-应变曲线如图。TRIP钢具有明显的屈服平台，而DP钢则呈现连续屈服的特点。对两种材料的主要性能参数进行比较，结果见表

DP钢淬火过程中，临界区保温形成的奥氏体转变成比容较大M，使周围的F受到压迫，在其内部生成大量位错，成为低应力下可激活的位错源因此其屈服强度(σ0.2)低于TRIP钢。但是由于组织中存在40%M，其抗拉强度(σb)明显高于以B为主要第二相的TRIP钢。虽然σb 不及DP钢，但TRIP钢的δ是DP钢的2.3倍，达到37%，TRIP钢优良的伸长率与形变过程中Ar转变为M有关，可从以下几点解释(1)拉伸变形时在最大变形部位首先诱发马氏体相变, 使局部强度提高, 难以继续变形, 变形向未发生马氏体相变的其他部位转移, 推迟了颈缩的形成。(2)拉伸变形时局部应力集中因马氏体相变而松驰, 推迟了裂纹的产生。(3)Ar与α呈共格关系, 高能界面不利于裂纹的扩展。

可看出，在相同应变下DP钢的WH值远远高于TRIP钢的，这与两种材料的组织密切相关，可从以下几点解释：

(1)作为基体上的第二相,DP钢中的M和TRIP钢中的B起阻碍位错运动的作用。M硬度远远高于B硬度, 因此其对位错具有更强的阻碍作用, 导致加工硬化很高。由于M和B含量很高, 因此这是导致两种材料加工硬化值性能差异的最主要原因。

(2)变形过程中，TRIP钢中的Ar逐渐转变为M 释放了集中的内应力，降低了对位错阻碍作用，导致WH值下降。

(3)虽然TRIP钢中由A相转变得来的M会在继续变形时对位错起到较为强烈的阻碍作用，但是由于其含量很低 因此对WH的贡献也较低。

在较低应变范围内(0%～2%)，DP钢的加工硬化值很高(410MPa)，而在较高应变范围内(>2%)给予相同应变，WH值增量显著降低。

原因：塑性变形之初，运动位错滑移到晶界处, 受到马氏体的阻碍停止运动, 强烈的阻碍作用使得必须产生新的位错或开动相邻晶粒中的滑移系才能保证塑变继续进行, 因此加工硬化值很高。随着变形的进行, 大量位错在马氏体颗粒前塞积, 塞积的位错会对新产生的位错形成一定阻碍作用,而这一作用显著低于M的阻碍作用, 因此由其导致的WH增量明显降低。

高强钢的烘烤硬化能力

成型后的汽车覆盖件在喷漆以后通常会置于170℃保温一段时间，称为烘漆。烘漆后钢板屈服强度提高的现象称之为烘烤硬化(BakeHardening)。烘烤硬化的机理是在烘烤过程中, 位错应力场中的碳(氮)原子受到热激活向位错偏聚, 形成柯氏气团,从而对位错起到钉扎作

用,使其再次受载时需要更大的力才能摆脱气团或拖曳气团一起运动，宏观上表现为屈服强度的提高。与固溶碳(氮)原子数目和位错密度密切相关。

Trip随着预变形量的增加,BH值先上升后下降。因为塑变初期, 随着变形增加, 材料中位错密度增加，烘烤后被钉扎的位错数目增加, 因此BH值上升；但是由于材料中固溶碳原子有限, 当变形超过一定值后,形成的柯氏气团的饱和度下降，导致BH值降低。对于DP钢的BH随预变形量增加而下降(10%预应变试样的BH值为-380MPa)。DP钢的烘烤硬化能力差与其组织中存在一定含量M有关: 变形过程中,M强烈阻碍位错的同时产生很大的内应力，内应力对阻碍位错运动也起到很大作用, 而烘烤会使内应力部分释放，因此导致流变应力下降。

钢在奥氏体状态下加工变形以后再进行淬火,但为使钢在奥氏体状态 下变形而不发生相变或析出第二相,钢中奥氏体应具有良好的热稳定性及机械稳定性这就需要在钢中加入较多的合金元素如C r、N i 等实际也就提高了钢的价格。较高的锰含量有利于保持奥氏体的稳定性,而奥氏体的稳定性正是保持相变塑性的最重要因素。很高的硅量可有效提高碳在渗碳体中的活度,抑制冷却过程及过时效中贝氏体转变期间渗碳体的析出使得奥氏体中碳含量 的降低和随之而引起的稳定性降低。钢中大量的硅易与退火炉气氛中的氧反应,生成二氧化硅附着于钢板表面而使热镀锌难以进行。固溶的磷本身具有提高奥氏体稳定性的作用磷还可提高碳在渗碳体中的活度系数，抑制渗碳体的析出和奥氏体中碳含量的降低，结构钢中磷的晶界偏聚可引发钢的冷脆倾向。

Trip钢的屈服强度和抗拉强度均随应变率提高而呈指数形式增大。均匀延伸率随应变率的提高总的趋势是逐渐减小。因为残余奥氏体在 拉伸过程中会应变诱发向马氏体转变，一方面有利于材料强度的提 高，另一方面松弛了塑性变形引起的应力集中，延缓了微裂纹的形成，从而提高塑性。高应变率变形的绝热温升提高了残余奥氏体的稳定性。

铁素体基体析出强化型高强热轧双相钢（14年参考文献）

传统双相钢以组织强化为主要强化方式，通过组织强化虽然可提高强度降低屈强比，但由于软相铁素体与硬相马氏体的强度差较大，两相塑性应变不相容性加大，导致均匀变形能力降低不利于汽车零部件的成形，一定程度上限制了双相钢的应用。因此，提高铁素体相的强度，可减小铁素体和马氏体的塑性应变不相容性，抑制在两相界面萌生的微裂纹和空洞聚集，即推迟颈缩发生，提高均匀真应变。

高强钢主要通过添加微合金元素Nb、V、Ti，在铁素体中析出细小的微合金碳氮化物，即析出强化的方式提高强度。相对Nb、V而言，Ti具有资源丰富、成本低廉等优点，是一种极具发展潜力的微合金元素。不少研究者已对Ti的析出强化机理进行了研究，并开发出780 MPa级别的高强钢。

铁素体基体析出强化型热轧双相钢的工艺过程原理：在析出强化型热轧双相钢成分设计时，主要是在传统热轧双相钢的成分基础上添加一定量的Ti，同时还应调整Mn、Si、Cr等元素的含量，使得铁素体相变的鼻尖温度与TiC析出的鼻尖温度相匹配。

由图可知，钢板热轧后快速冷却至铁素体相变鼻尖温度附近，然后在缓冷或保温阶段，奥氏体相变为铁素体，同时TiC在铁素体相变过程中相间析出或过饱和析出，最后再快冷至Ms以下温度，未转变奥氏体转变为马氏体，最终获得存在纳米级TiC析出相的铁索体基体+弥散分布的马氏体的热轧双相钢。

通过向双相钢添加铌元素能起到弥散强化的作用，一方面铌元素能够促进马氏体的均匀分布和铁素体的细化，另一方面利用析出强化使马氏体的体积分数降低，从而使马氏体和铁素体之间由于强度差异而导致的应力集中程度降低，提高了双相钢的综合力学性能。

现代冷轧双相钢的生产采用连续退火工艺。先将冷轧钢板加热到铁素体奥氏体两相区所在的某个温度，在加热过程中发生冷塑性变形的组织会经历回复与再结晶过程。在保温过程中，钢板中的铁素体产生不完全奥氏体化。在初始的缓冷过程中，少量的奥氏体重新转化为铁素体，同时合金元素大量的向残余奥氏体中扩散，提高了奥氏体的稳定性。然后在急冷过程中使残余奥氏体转化为马氏体组织，从而产生铁素体与马氏体的双相组织。

一般来说，急冷后还需进行等温过时效，一是可以对淬硬的马氏体岛进行低温回火以改善其内部畸变，二是可以可以改善铁素体内元素的固溶状态。

第四篇：汽车先进高强钢的应用与前景

先进高强钢

吴文亚 材料0901 20091590 先进高强钢的定义：

先进高强度钢，也称为高级高强度钢，其英文缩写为AHSS（Advanced High Strength Steel）。国际钢铁协会(IISI)先进高强钢应用指南第三版中将高强钢分为传统高强钢(Conventional HSS)和先进高强钢(AHSS)。传统高强钢主要包括碳锰(C-Mn)钢、烘烤硬化(BH)钢、高强度无间隙原子(HSS-IF)钢和高强度低合金(HSLA)钢；AHSS 主要包括双相(DP)钢、相变诱导塑性(TRIP)钢、马氏体(M)钢、复相(CP)钢、热成形(HF)钢和孪晶诱导塑性(TWIP)钢；AHSS的强度在500MPa到1500MPa之间，具有很好吸能性，在汽车轻量化和提高安全性方面起着非常重要的作用，已经广泛应用于汽车工业，主要应用于汽车结构件、安全件和加强件如A/B/C柱、车门槛、前后保险杠、车门防撞梁、横梁、纵梁、座椅滑轨等零件； DP钢最早于1983年由瑞典SSAB钢板有限公司实现量产。

先进高强钢的分类 ：

双相钢：双相钢组成是铁素体基体包含一个坚硬的第二相马氏体。通常强度随着第二相的体积分数的增加而增加。在某些情况下，热轧钢需要在边缘提高抗拉强度（典型的措施是通过空穴的扩张能力），这样热轧钢便需要具有了大量的重要的贝氏体结构。

在双相钢中，在实际冷却速度中形成的马氏体中的碳式钢的淬硬性增加。锰、铬、钼、钒、和镍元素单独添加或联合添加也能增加钢的淬硬性。碳、硅和磷也加强了作为铁素体溶质的马氏体的强度。

高强度及高延性钢（TRIP）：高强度及高延性钢的微观组织是在铁素体基体中还保留着残余奥氏体组织。除了体积分数最少为5%的残余奥氏体外，还存在着不同数额的马氏体和贝氏体等坚硬组织。

多相钢：具有代表性的多相钢需要很高的抗拉强度极限才能转变成钢。多相钢的组成是有细小的铁素体组织和体积分数较高的坚硬的相，并且细小的沉淀使其强度进一步加强。和双相钢和高强度、高延性钢一样，多相钢也包含了很多和它们相同的合金元素，但也经常有少量的铌、钛、和钒形成细小的、高强度的沉淀物。在抗拉强度值在800MPa或更高时，多相钢表现出了更高的屈服强度。多相钢的典型特征是具有高的成形性、很高的能量吸收和很高的残余变形能力。

马氏体钢：为了生成马氏体钢，在热轧或退火中存在的奥氏体在淬火和连续退火曲线中的冷却阶段全部转变成马氏体。该结构也会在成形后的热处理过程中形成。马氏体钢具有非常高的强度，抗拉强度极限达到了1700MPa。马氏体钢经常需要用等温回火来提高其韧性，这样便能在具有极高的强度的同时具有很好的成形性。

先进高强钢的生产： 所有的现金高速钢的生产都要控制奥氏体相或奥氏体加铁素体相的冷却速度，可以在外围表面进行热磨削（如热轧产品），也可以在连续退火炉中局部冷却（连续退火或热浸涂产品）。马氏体钢是通过快速淬火致使大部分奥氏体转变成马氏体相而产生的。铁素体加马氏体双相钢的生产，是通过控制其冷却速度，使奥氏体相（见于热轧钢中）或铁素体+马氏体双相（见于连续退火和热浸涂钢中）在残余奥氏体快速冷却转变成马氏体之前，将其中一些奥氏体转变成铁素体。TRIP钢通常需要保持在中温等温的条件以产生贝氏体。较高的硅碳含量使TRIP钢在最后的微观结构含过多的残余奥氏体。多相钢还遵循一个类似的冷却方式，但这种情况之下，化学元素的调整会产生极少的残余奥氏体并形成细小的析出以加强马氏体和贝氏体相。

先进高强钢在汽车工业中的应用现状：

钢铁材料、铝和塑料是制造汽车的3 大材料。铝合金发展很快, 已经向钢铁材料在汽车制造中的统治地位发起挑战, 其优点是质量轻。从耐载荷与耐疲劳强度看, 如果钢的强度级别提高到780MPa 级以上, 则会显示出比铝合金更好的性能优势 , 从而诞生了先进高强钢, 其在性能和减重安全方面对铝合金发起挑战。先进高强钢的出现在很大程度上巩固了钢铁在材料领域的主导地位。在实际车体制造方面,近年来高强钢板的应用在不断提高。国内外开始不断研究先进高强钢的种类 和特性。国际钢铁协会(I ISI)先进高强钢应用指南第三版中将高强钢分为传统高强钢(Convent ional HSS)和先进高强钢(AHSS)。传统高强钢主要包括碳锰(C-Mn)钢、烘烤硬化(BH)钢、高强度无间隙原子(HSS-IF)钢和高强度低合金(HSLA)钢;先进高强钢(AHSS)主要包括双相(DP)钢、相变诱发塑性(T RIP)钢、马氏体级(M)钢、复相(CP)钢、热成形(HF)钢和孪晶诱发塑性(TWIP)钢[ 5, 10]。传统的高强钢多是通过固溶、析出和细化晶粒作为主要强化手段, 而先进高强钢(AHSS)是指通过相变进行强化的钢种, 组织中含有马氏体、贝氏体和/ 或残余奥氏体, 包括双相钢(DP)、孪晶诱发塑性(TRIP)钢、复相钢(CP)和马氏体级钢(Mar t)等。汽车用先进高强钢(AHS S)分为热轧、冷轧和热镀锌产品, 其工艺特点都是通过相变实现强化。

先进高强钢在中国汽车工业中的发展前景：

2005 年我国汽车产品整车出口首次大于进口[19] , 目前我国自主品牌取得较大的发展, 而且出口量增长, 中国汽车正迅速进入国市场。随着汽车轻量化的发展, 节能、排放和安全法规的日趋严格, 高强钢和先进高强钢的用量将快速增长;以国际钢铁协会组织的全世界32 家钢铁公司和相关汽车行业的轻量化项目ULSA BA VC 的目标和研发成果为例, 高强钢在白车车身中的使用越来越多, 为了满足客户的需求, 传统的高强钢和先进高强钢在将来会越来越多地采用。虽然在成形中遇到回弹等问题的挑战, 但相比于其他替代材料(如铝), 高强钢还是最具吸引力的材料。

第五篇：浅谈高强钢冲压件的回弹及预防措施

浅谈高强钢汽车冲压件的回弹及预防措施

摘要:随着我国汽车工业的快速发展以及汽车保有量的不断增长，汽车减重、节能、小型化、安全、环保等受到人们的普遍关注，高强钢汽车冲压件将是今后汽车冲压件发展的主流，大量使用高强钢是解决汽车减重、节能、安全、环保的重要途径。

吉利金刚大部分关键冲压骨架件也采用了高强钢板材，大大提高了金刚车的安全性能。但高强钢的特性决定了其自身在冲压成型时存在的不足，回弹就是其中最为棘手的问题，例如左右侧围下框加强板、左右纵梁中段、过桥下前后加强板等。为此，本文介绍了高强钢冲压件在冲压成型过程中存在的回弹问题，并介绍了一些预防措施。以便为以后更为广泛的使用高强钢冲压件做出一点贡献。

关键词：

高强钢

回弹

汽车冲压件

预防

1、前言

21世纪以来，中国汽车工业的发展非常迅速。从吉利汽车的发展就可以从中窥见一斑。据调查数据显示，从1992年到2000年，中国汽车年产量从100万辆增加到200万辆，而从200万辆/年增加到300万辆/年只用了不到两年的时间。2002年之后，汽车产量平均每年约增加100万辆。

随着我国汽车工业的快速发展以及汽车保有量的不断增长，道路、停车场、交通安全和燃油紧张等问题也日趋突出。因此，汽车的减重、节能、小型化、安全、环保等备受人们普遍关注，而高强钢汽车冲压件的大量采用对解决上述问题都有帮助。近10年来，汽车用高强钢的发展速度很快。为了适应汽车冲压件高强化的发展趋势，世界各国纷纷开展了高强钢的研发并取得了令人瞩目的进展。

吉利金刚车也在一些关键、安全件上用高强钢代替了普通钢，如侧围下框加强板、左右纵梁中段、过桥下前后加强板、中立柱中部加强板等。这既符合汽车的安全性能需要，也符合汽车的减重、节能的需要，是汽车冲压骨架件发展的趋势。但由于高强钢自身的特性决定了其自身在冲压成 型时存在的不足，回弹就是其中最为棘手的问题之一。以下笔者就高强钢冲压件的回弹及预防措施谈一下自己的见解，以期对高强钢回弹的改进有所帮助。

2、高强钢的特性

高强钢具有很高的抗拉强度、耐冲击性，其抗拉强度是普通钢的3倍甚至更多，因此对汽车的碰撞安全性能非常重要。高强钢的这种特性对汽车的安全、减重和节能是非常重要的，其效果也是非常明显的。研究结果表明，使用高强钢，汽车冲压件抗拉强度从220MPa提高到700MPa，材料厚度从1.8mm减小到1.4mm，而材料可吸收冲击能指数则基本保持不变。汽车减重也与材料强度密切相关。研究表明，材料抗拉强度从300MPa左右提高到900MPa左右，汽车减重率则从25％左右提升到40％左右。由此可以看出使用高强钢已是汽车行业以后发展的趋势。但钢的强度和塑性一般是矛盾的，钢强度的提高必然导致塑性下降。而钢材塑性的下降就为冲压件的成型带来了很多问题和难题，回弹就是其中冲压件成型过程中很难避免的缺陷之一。如何预防、减少高强钢的回弹就成了摆在高强钢冲压件面前最大的问题。

3、高强钢冲压件成型过程中的回弹问题

回弹是板材冲压成形过程的主要缺陷之一。严重影响着冲压件的成型质量和尺寸精度，是实际工艺中很难有效克服的成形缺陷之一，它不仅降低了产品质量和生产效率。还制约了自动化装配生产线的实施，是我国汽车制造工业中亟待解决的关键性问题。

从理论上说，板材冲压成形过程可以被看作是板材经过塑性变形变为想要获得的形状的过程。然而实际上，板料尺寸、材料特性和环境条件使冲压成形过程的预测性和可重复性变得困难。以韧性金属板材为主的冲压成形件从模具上取出后，必然产生一定量的回弹。回弹是板材冲压成形的3种主要缺陷(起皱、开裂和回弹)中最难控制的一种，因为它涉及到对回弹量的准确预示。不同的材料和尺寸的零件其回弹规律大不相同，单凭经验和工艺过程类比是很难进行准确的回弹补偿的。因此，冲压成形中的最 终产品形状不但依赖于凹模形状。而且依赖于成形后存储在板料中的弹性应变能。

由于高强钢的塑性较差，变形时易开裂，变形抗力大，这类材料的回弹量往往很大，同时高强度钢板的屈服应力明显高于普通金属板材，成形后的回弹也大，零件尺寸精度不良。因而，在对冲压成型时，要充分考虑到高强钢变形能力小、变形抗力大及回弹较大的特点，以准确压制出符合形状尺寸的冲压件。另外，高强钢对模具的磨损也较大，有时甚至会卡死模具，因此，需对模具表面进行硬化处理。

4、高强钢冲压件的回弹预防措施

回弹是板材成型的固有缺陷是很难完全消除的，只可以预防和减小。由于高强钢的特性决定了其回弹更为严重且更难解决。以下就如何减小和预防回弹做一小结。

克服回弹缺陷的方法有很多。一是要在工艺条件允许的前提下，设法将回弹控制在尽可能小的范围内；二是如果实在回弹量很大且难以控制(高强钢板成形回弹问题)。就必须借助于计算机仿真和试验相结合的办法，通过回弹补偿技术重新构造加工型面，以确保加工精度。

所有由弯曲产生变形的金属板材成形过程的表征是，由弹塑性材料特性引起的板材厚度方向不均匀的位移分布而导致回弹现象的产生。板材体积内存在着残余应力。这些残余应力与冲压件的接触力相平衡。当冲压件被释放，就是把成形件从模具上卸下时，板材将寻找新的平衡位置，局部残余应力被释放，导致成形件的最终尺寸与预期值存在一定的偏差，即回弹现象的产生。也就是说，回弹主要是由于弯曲部位外侧(拉伸)和内侧(收缩)的应力差而引起的。因此。为了减少弯曲变形的回弹。可以考虑给弯曲部位施加外力以消除应力差。

为了减小弯曲变形产生的回弹，应该在工艺条件允许的前提下，尽可能选择屈服应力小的材料。高强度钢板的屈服应力明显高于普通金属板材，这类材料的回弹量往往很大。成形板材的厚度对弯曲回弹影响也很大，通常，板越厚，回弹量越小。此外，工具角部的弯曲半径对回弹影响也不可忽视，弯曲半径越小，成形卸载后的回弹量越小。因此，在板材可成形性允许条件下，应尽可能减小模角半径。以下就总结一些减小和预防回弹的措施和方法。

4．1局部压缩减小回弹方法

利用压缩工艺在弯曲部位压缩板料外侧(将板料在该部位压缩到大约使厚度减小5％-30％)，且不让弯曲内侧变化。这种“局部压缩”的工艺策略是利用了弯曲部位压缩板料外侧减薄导致板料局部强度降低的有利因素。

4.2一道工序分2段弯曲方法

将一次拉延弯曲成形分成2段弯曲成形．以此消除回弹。第一段弯曲采用大间隙(板厚1．15-1．3倍)加工。由于间隙大，板料倾斜，模具的弯曲半径也大，使板料大致弯曲。第二阶段的弯曲是将第一段弯曲的大弯曲半径尺整形到小弯曲半径厂。第一阶段变形的间隙要从最初的小间隙开始调整，根据控制回弹的效果而逐步放大。

4.3 内侧圆角尺硬化方法

从弯曲部位的内侧进行压缩，以消除回弹。在板材U形弯曲时，由于有两侧对称弯曲，采用这种方法效果比较好。L形弯曲时一般面部分的材料压料力变弱，有时会产生尺寸变差。从形状判断，弯曲部位压力弱。对于既要保证强度又要具有弹性的成形件产品不适用。

4.4消除残余应力方法

拉延成形时在工具的表面增加局部的凸包形状（圆形凸包)。在后道工序时再消除增加的形状，使材料内的残留应力平衡发生变化，以消除回弹。

4.5加强筋冻结形状方法

不改变原产品功能的前提下，改变产品形状，增加加强筋，可以控制和改善回弹。

4.6 负回弹方法

在加工模具表面，设法使板料产生负向回弹。上模返回后，制件回弹，通过负回弹和回弹而达到要求的产品形状。

4.7淬火，回火抑制回弹方法

对板料的弯曲部位进行局部的淬火和回火处理，降低屈服点，进而达到消除回弹之目的

4.8焊接工序配合消除回弹技术

利用焊接工序消除回弹影响，首先要求焊接工序指定出点焊顺序，目的是保证有回弹或者回弹量大的部位先焊。此外，在焊接工序中要追加强制夹紧及克服回弹的强制加强板。

五、小结

本文通过对高强钢冲压件的回弹及预防措施的小结，以期对冲压分厂的高强钢冲压件反弹问题的解决有一定的帮助。上述回弹控制的成形加工方法基本上能够处理相对简单覆盖件回弹问题。

高强钢冲压件的回弹问题是一个非常复杂并且很难解决的问题，本文也只是对高强钢冲压件的回弹问题的一般性探讨。希望本文能起到抛砖引玉的作用，为分厂高强钢冲压件回弹问题的解决做出一点贡献。

参考文献：

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