【MFC推荐】超长文解析最完整的热冲压工艺

摘要

用热冲压生产所需的高强度钢构件（也称为冲压硬化）需要渊博的知识和控制成形过程。这样，才能使最后一部分的属性达到预期目标和适应不同的工艺参数及满足它们之间的相互关系。除了跟传统的冷成型的一些参数外不同外，热和微观结构等参数使得热冲压过程的机械性能变得更加复杂。这些参数是解释物理现象必不可少的。

在这篇文章中，对热冲压中的热，机械，微观结构和技术领域的最新状况进行了综述。研究所有工序后，从半成品加热到热冲压等各个过程都进行了描述。对现有研究结果进行调查显示，在整个过程中的成形相转变，连续流变行为，都和机械性能以及几何形状相关。

形成的一些差距，主要和相变，连续流动行为的领域，机械和几何形状之间的部分性质的相关。这些和先进工艺的工业应用都有一些差距。该论述的目的是提供一个成型过程背景，并展示热冲压领域的巨大潜力。

首先，我们通过thyssenkrupp的视频介绍来快速了解一下热成型

对热成型进行一个简单的了解后， 接下来可以更加深入地理解热成型的原理及应用。

1、引言

鉴于汽车的轻量化，安全化和抗冲击性能，对于高强度汽车机构钢板的需求日益明显。瑞典公司热冲压专利及其发展(GB1490535, 1977年专利)，被用于一些刀具刃具上。1984年Saab汽车公司是第一家采用硬化硼钢板制作了Saab9000的汽车制造商。

生产的零部件从1987年的的300万件/年到1977年的800万件/年。自从2000年起，更多的热冲压零部件被用于汽车上，并且年生产量在2007年已达到1亿多件。热冲压件在汽车工业的应用比如说汽车底盘，像A柱，B柱，保险杠，车顶纵梁和管道，如图1。

目前热冲压存在两种途径：直接和间接热冲压方法。在直接热冲压中，半成品被加热，再转移到冲压，随后在闭式模具内成型和淬火。见图2a。

间接热冲压的特征是使用一个接近完整的预成型的冷模，这仅用于淬火和奥氏体化后冲压的标准使用。见图2b。材料中完全马氏体转变引起应力强度达到1500MPa。

本文回顾了热冲压的很多研究。这将从描述用于热冲压的工件材料开始。然后，描述热冲压过程中的重点。最后，展示了热冲压后零部件的一些工艺以及裁、修改特性。本文不仅包括了大量的实验还包括了热冲压领域的许多研究。

2 材料和涂层

Naderi对于高强度钢的研究显示，仅使用22MnB5,27MnCrB5,37MnB4钢级才能在热冲压经过水冷后能得到完全马氏体组织。（2007）在这里，22MnB5是最为常用于热冲压的钢级。起初，该材料展示了能达到600MPa的铁素体-珠光体组织。经过热冲压工序后零部件获得马氏体组织并且其强度到到1500MPa（见图3a）。

为了获得这类的组织和硬度的转变，半成品将被在950℃持续奥氏体化至少5min。然后，成型，在冷却水下淬火5-10s。由于热的工件与冷的模具接触，热的工件在封闭的模具内被淬火。如果冷却速率超过最小的冷却速率，大约为27K/s，温度大约在400℃左右，就将导致非扩散马氏体组织的转变，这将最终产生高强度的部件（图3b）。

Table 1Chemical components and mechanical properties of boron steels (Naderi, 2007).

* There is no possibility to have fully martensitic microstructure.

马氏体转变温度为425℃（马氏体开始转变点位Ms）并且再280℃结束（马氏体转变结束点位Mf）。

在淬火后钢的机械性能变化将取决于碳含量和最终获得的强度，该强度可以通过适当调整碳含量来控制。我们知道Mn和Cr等合金元素对淬火后强度的影响较小。但是，自从发现这些元素对淬透性有影响之后，它们在该领域变得必不可少。因此，设计的相转变和淬透性可以通过可行的冷却速率开获得。硼是对淬透性影响最大的元素，鉴于硼延缓了向软组织转变和导致马氏体组织的产生。

在奥氏体化条件下，在钢与空气接触时很快就形成氧化膜。为了避免表面氧化和脱碳，大量的金属板会涂覆上一层保护层。在直接热冲压中应用最为广泛的是Al-Si涂层。Borsetto等研究了热学参数对Al-Si涂层机械性能的影响。这些合金镀层通常是持续热浸电镀工艺，溶液为10%Si和3%Fe和87%Al。在对含有涂覆层的工件热处理的过程中，Fe扩散从表层-基体界面到表层是个热激活过程。Al-Si涂层的熔点接近600℃。

然而，由于基体中存在Fe，Al-Fe合金有着更高的熔点在界面生长并很快达到表面。Al-Fe合金迁移到表面，它们有高的熔点防止了表层被氧化。对于一个典型950℃热冲压过程，次层组织为交替变化的Al-Fe含量。在直接热冲压过程中，这个保护层阻止了氧化层的的产生。相比与在室温下的初始状态基础材料，由于Al - Si层较低形成的限制，热浸镀铝板不能用于间接热冲压过程中，它们不适合冷成形。

这种涂层不提供阴极保护，如锌，但有高的栅栏保护。类似的冷成型件，阴极保护是适用于热冲压零件的。汽车行业中的这些要求可能通过阴极保护得到满足，如锌。在加热和热冲压过程中，热浸镀锌的锌层基体材料与形成金属间化物锌-铁相发生反应。为了尽量减少涂层中的裂纹扩展到基础材料，热浸镀锌22MnB5只能在间接热冲压中使用。在热冲压后，氧化层必须经过喷丸移除，以避免不良的涂料附着。

另一种22MnB5的保护涂层是X-tex。这相当于给直接和间接的热冲压附加一层防腐层。根据sol–gel工序涂层以μm的氧化材料的结合为基础。有机和无机材料混合Al粒子来形成保护层。这种7μm的厚保护层在冷成型过程中使得材料在不加润滑时候还能流动。

最新的防止氧化层产生的方法是采用防护油，正如Moriand Ito (2009)中所描述的一样。电炉中加热的钢板氧化能得到阻碍，并且研究了两种不同的防护油。氧化防护油在成型和热弯曲试验之外的冷却试验中进行了研究。钢板的表面分析显示润滑（四次）可以减少表面氧化。

3 加热

热冲压过程是从加热到奥氏体化温度的钢板开始的。为了了解该过程，在热冲压过程中设置观察窗口，热处理工艺参考Lechler and Merklein (2008)的奥氏体温度和时间。在这些测试中，试样在两端都是40MPa的压力下淬火。为了评价相转变以及淬火硬度，在维氏硬度计HV10上进行硬度测试。最短的奥氏体化时间在不同的奥氏体化温度和不同厚度的钢板下火的最大的硬度为470HV，如图4所示。

研究结果显示可淬火的22MnB5，其同等的奥氏体化程度最短热处理时间的关键因素是奥氏体化温度图4a和钢板厚度图4b，。研究发现，在炉温为950℃下持续3min有利于获的最大马氏体含量，也是最大硬度约为470HV。

随着炉温的下降，奥氏体化持续时间增加。在热处理时随着确定热冲压零部件足够精确的焊接性能(Stopp et al.,2007)，Al–Si涂层的上限时间取决于三元合金Al–Si–Fe层的厚度(Austerhoff and Rostek, 2002)。根据实验(Stopp etal., 2007)，在炉中不超过奥氏体化时覆层厚度大约为40um。

Lechler (2009)的研究中列出了钢板热处理工艺对零部件性能，处理时间，热冲压成本效率有着深远的影响。因此，同等的钢板温度和短的热处理时间主要却居于热处理系统。钢板可以通过不同的加热系统：加热炉，电磁感应，和热传导（图5）。

3.1辊底式炉

在现存的行列中，毛坯通常在辊底炉或步进炉中加热。这些炉的大小和关联负载取决于物料通过量和被加热的材料。在特殊的加热曲线下才能使Al–Si表层材料防止氧化皮形成。这是因为必须在基体材料和表层中产生扩散(Suehiro et al., 2003)。

现有的热冲压线中熔炉的长度已达30-40米长。高的空间需求和日增的研究费用使得加热毛坯的方法力求转变。

冲压硬度零件的循环时间取决于合模时间和奥氏体化所需滞留在炉里的时间，在表层的例子中为了达到完全合金化。谈到合模时间，模具的冷却的可选择性为减少循环时间提供了可能。减少滞留在炉内的时间可以仅通过随后彻底的加热概念获得(Lenzeet al., 2008a,b)。这些方法在发展相和实验研究中必须变化它们来适用于工业应用。

3.2 热传导

热传导是一个可以替换的加热系统。对于加热工序，毛坯夹在两个电极片之间(Mori et al., 2009)。电流经过金属板。材料的抗阻引起板的发热。材料热导率的实质基于Joule定律，即电路循环中热的产生与电流循环强度有关。电流损失的部分是因为电阻自身发热。在元件的表面有低的表面质量和绝缘层可以增加阻抗，并因此能在接触区域产生热。这种接触的设计以及接触压力的控制对于同等加热的物质非常重要(Kolleck et al.,2008)。

效能使是用热导中的一个非常重要因素。这个因素直接取决于部件的阻抗。因为长的部件比短的部件有更高的阻抗，热导率主要为部件有适当的长度/直径比率，比如管体，棒条体，电线，和带状材料(Kolleck et al., 2008)。加热系统的劣势是沿着材料的长度方向会有不均匀的温度。工业应用的另一个问题是这种加热方法很难给复杂形状的毛坯加热(Behrens et al., 2008)。

3.3 感应加热

最后介绍的加热系统是感应加热。原则上，所有的导体或半导体都可以作为感应加热体，因此该领域的应用范围很广：金属熔炼，块状，回火和组装包装工业。感应器的几何形状决定了磁场区域的位置，这也决定工作的效率。

感应器和工件的距离也影响加热系统的效率。一方面，感应器和工件之间的绝缘要做好。另一方面，在加热的时候工件的形状会变化。感应器一小段距离的误差将导致加热系统的损坏(Kolleck et al., 2009a,b)。相对辊底式加热炉，感应加热的效率是其的两倍，因为辊底式加热炉中大量的热量将从辊轴和气体中散发走。

4、成型

为了避免在成形前工件的冷却，工件必须尽快在炉中冲压成型。而且，成型必须在马氏体相变之前完成。所有，迅速的闭模盒和成型工序是热冲压成功的关键。在成形之后，工件在封闭模内淬火，冷却系统是通过导管内的冷却水来将热量带走。为了避免在成形过程中，冲模和工件加剧之间部分的淬火，通常在热冲压系统中留一段空的距离。（见图6）

热冲压中另一个工艺参数是工作介质的方法。温度作为热成型工艺中的一个参数，其在淬火的时使得该创新技术成为可能(Neugebauer et al., 2009)。成型步骤是从调整侧面或空白模具处开始的。在模具闭合后，成型步骤是在工作介质中

完成（见图7）。Neugebauer et al. (2009)和Lindkvist et al. (2009)的研究中，氮气和空气分别加压到600bar作为工作介质。相对于普通的热冲压，热气形成的优势是在成形步骤的开始时开放的。另外，因为冲压时部件和模具的接触次数更少，均匀的工件温度有利于形成一致的产品。另外，热气成形中更有趣的是绝热的使用或者不可压缩的工作介质。

强的气流可以使热冲压过程中的效率提高，因为这有利于缩短工序的时间。提高热导率可以加速冷却(Casaset al., 2008)和使冷却系统更为有效。将热导率提高到66W/mK，可以将保压持续时间从10s减少到8s。

4.1 冷却管

热冲压操作中的淬火不仅影响经济成本还影响工件的性能。冷却管的设计目标是有效的给工件淬火和在马氏体形成时至少达到27K/s的冷却速率。如果流动在冷却管里的冷却液是水，那么冷却系统会变得更加经济。工件上的热量依靠热传导从模具散发，因此模具的热导率使得热量又由冷却管带走。

从工件到模具最适宜的热交换式，接触表面不存在氧化皮或裂缝。模具的热导率是选择模具材料的关键。另一个关键因素是为热排除而设计的冷却管，必须限定它的尺寸，位置和分布。使用较低温度的冷却管增加了模具和冷却管之间的温差，加速了热排除的速度，从而导致热量流动。

可以在成形模具上钻出冷却孔。使用这种方法，在设计孔位置时候得考虑机械加工的限制。因此，仅考虑最佳热转换的冷却系统是难以做到的。另一种方法是，在浇铸时留好孔最为冷却管(Kuhn and Kolleck, 2006)。这种方法的优势是冷却系统不受限制。换句话说，模具可以使用激光分段，然后通过螺栓加固成完整的冷却孔洞(Freieck, 2007)。该方法的成本较大，但是分层设计对于部件的表面和模具的热转换都不利。

4.2 模具的表面磨损

在Dessain etal. (2008)中描述了测试模具磨损的方法，文中适用于高温测试的磨带装置。该设备采用电阻加热，在22MnB5棒上涂覆Al–Si层。加热带以一定直径滑行。测试中，接触表面为磨损和粘着区域。主要是模具的磨损，而在空白区域观察到Al–Si层的粘着。这些组合层在测试的早期阶段形成，并在模具表面出现压实层从而获得较低的磨损程度。

在热冲压过程中模具暴露在高温下，将使摩擦过程中出现大的变化导致表面形貌不一，移除氧化皮，出现过度磨损。使用适当的表面处理或在表面涂层是克服表面摩擦的一种方法。Hardell and Prakash (2008)等人在室温和400℃下研究了等离子处理模具和两种PVD涂层（CrN 和 TiAlN）。结论是TiAlN涂层能获得最好的抗磨损能力。

另一种涂层则不存在。在深入的研究过程中，奥氏体化温度和表面组织的影响是必须考虑的。

5、淬火

在奥氏体化温度区域成形后，零部件在封闭的模具内淬火知道完全马氏体组织。22MnB5要获得完全马氏体组织需要的冷却速度需要超过27K/s。马氏体转变

导致流变应力的增加（图8）。从奥氏体的（fcc）向马氏体的（bct）转变会引起体积的增加，从而影响淬火时候的应力分布。只有在完全转变行为下，才能预测最终得到的材料性能，各相的体积分数，残余应力，和冷却后工件的形变(Neubauer et al., 2008)。

对于有热塑性转变行为的模具材料，应变的增加可通过弹性，塑性，热，各向同性转变和诱发应力转变的综合效应来描述（表2）。由于奥氏体和铁素体，珠光体，贝氏体和马氏体的点阵结构不同，相变过程中发生的体积变化可以通过各向同性应力来描述。结果只导致体积的变化，像增加的热应力。另外，这些组织的形态各异，随后的机械性能也不一样。因此，由于不断有新相产生以及变形历史必须考虑进去，这样使得研究材料的宏观行为变为一个难题。

如果相变在无外加应力下产生，那么材料只在母材和产品的压实过程中观察到纯的体积和体积的增加。当在外力下产生转变时，转型引起的塑性变形是不可逆的。

Greenwood–Johnson机制(Greenwood and Johnson, 1965)描述了转变塑性依靠奥氏体和结果相的体积分数。因此，当施加偏应力时奥氏体中产生塑性应力然后诱发微观应力。最常用的考虑塑性转变的模型是由Leblond等人提出的，进一步的应用是Åkerström等人提出的数值模拟。

在不同的成形模型中，用分析流变行为模型是用持续冷却转变图（CCT曲线）。为了确定FCCT曲线即形成CCT曲线，加热的试样直到达到成成形条件和随后在预定的冷却速率下成形。并测试成形的程度。

6、FE模拟

热冲压成形是一个预定相转变的热机械成形工艺。取决于历史温度，机械变形，不同相和混合相的交互作用。热释放时固态相转变的过程会影响热场。此外，随着微观成分的不同，机械性能和热性能都会根据温度和变形的不同而变化。因此，一个可行的的有限元仿真模拟必须考虑机械，热，和微观组织的交互作用。

（见图9）这需要根据热转变系数，材料的流变行为，和相关条件下的相转变来确定。模拟过程中的组织演变过程和最终性能（硬度，抗拉强度）等可以作为参考。

对于金属的耦合热机械变形一致的分析，Ghosh和菊池（1988）开发了有限元方法，模拟了在高温下的金属流动行为。该模型认为，最初的各向异性和金属的温度特性取决于金属大的形变形成过程。

近年来，两种有限元分析中存在几种耦合观念，并因此开发了他们自己的相关领域来研究热冲压成形。在耦合系统考虑了热和机械模式，都与实现几何和物理数据相关联。由于热和机械分开单独计算，耦合的概念在有限元模型中能有效和灵活的调整参数。这种方法的缺点是两种有限元模型之间的数据传输会受到限制，它会影响的模拟结果的准确性（Hein，2005年; Tekkay，2007。）。

另一种为热冲压有限元模拟方法是特殊用途的应用程序：LS - DYNA的，自动表格，和PamStamp。在现有的选项中不同的有限元模型的定义和描述物理过程。例如，用有限元软件LS - DYNA的分析可以采用热外壳，附加机械外壳金属元素。隐式时间积分解决了热的问题，而显式时间积分方法处理了机械故障。LS - DYNA的功能是，允许结合每个积分法则的优势，并在同一时间，克服接触溶液稳定性和热收敛。这些工具可以为带有热行为的刚体建模(Karbasianet al., 2008a,b)。

在空白模块上的温度分布的预测并且工具在这个过程中起着非常重要的作用。随温度而变的硬化函数的特点，还需要考虑到塑性变形和工具与空白模块之间由于对流和热辐射而损失的热。从奥氏体向马氏体的相变也必须考虑，以模拟热成形过程（Åkerström等。，2007）。在下面，描述了热机械性能和热冲压的有限元模拟。

6.1 热力参数

有限元模拟方法对热冲压件的力学性能的预测，需要对形成和淬火中的热现象建立精确的模型。传热系数h影响整个成形过程中的冷却和热行为。并且受接触压力和钢板的温度以及表面状况的影响（规模厚度，表面粗糙度，涂层厚度等）（Forstner等。，2007）。作为基础材料22MnB5的力学性能强烈依赖于温度，这是最重要的参数之一，是有限元建模热辅助成形必须考虑的因素。

为了测定传热系数，霍夫（2007年）开发了一个淬火的工具。被加热的工件在设定了接触压力的两块水冷板中淬火。在测试过程中，记录空白和两个接触板的温度。在测量参数的基础上，根据牛顿冷却定律分析传热系数：

T(t) = (T0 − T∞)e(−h(A/cp_V)t) + T∞

A:接触面积，Cp：热容量，h:热转换系数，V；体积，t：时间，T0：初始温度，T∞：环境温度，ρ：密度

热转化系数h作为接触压力增加的函数，显示了对工件与模具之间的热交换载荷重大影响力（图10）。

增加接触压力导致了传热增加。这种效果是通过增加两个接触部件的有效接触面，增加润滑或者添加Al–Si涂层。因此，越来越多的金属-金属接触区域产生直接热传导作用，通过它两个接触物体之间的热能能够得到转换（Karbasian等。2008a，b）。

6.2 塑变行为

22MnB5的流动行为的特征是采用由Merklein和莱克勒（2006）提出的热传导拉伸试验来评定材料在工艺条件下的热机械性能（图11）。

这项研究显示不仅应变，而且温度应变速率和升温速率都对在高温奥氏体状态下的22MnB5的流动性有影响。

热导率拉伸试验中除了温度和应变速率对热机械性能有重大的影响外，还可检测到温度对塑料各向异性的依赖性，（Merklein和莱克勒，2008）。在约800〜850◦C时，板材展品几乎各向同性塑性行为的温度。由于奥氏体化，对各向异性的影响可以忽略（Merklein和莱克勒，2008）。在温度约800〜850◦C时，板材展品几乎都有各向同性塑性行为。由于奥氏体化，对各向异性的影响可以（Merklein和莱克勒，2008）。

6.3 材料模型

对于热机械加工工艺，半经验以及基于模型的物理性能，提出了多种流动应力。表3中的现有模式，显示在最近出版物中提到的22MnB5有良好的流动性能，适用于Hochholdinger等人（2009年）和Durrenberger等（2009年）。

流变应力的测定实验数据，通过墩粗测试获得，它是在一个高速膨胀变形计中进行（Hochholdinger等2009）。作者在表3中的列出一些模型材料没有公布在引用的参考文献的参数。但是，其他材料的数据像约翰逊库克和诺顿-霍夫可以在Åkerström（2006）和莱克勒（2009年）中找到。

Hochholdinger等（2009年）表明，用Wahlen模型可以得到最佳拟合的实验数据。图 12a诺顿-霍夫和Nemat纳赛尔模型显示在有效塑性值更高时应变流动应力增加而失效。

在较大的应变下的流变应力值是Durrenberger等约翰逊库克模型的主要缺点（2008，2009）（图12b）。Voce- Kocks关系的预测结果与实验数据相吻合，该模型预测在应变约为0.06下流变应力达到饱和，而实验中仍可以观察到轻微的应变硬化。

该Molinari- Ravichandran模型有能力重现历史的效果，如加速应变速率和温度变化，这些都由内部参数的演化规律而得。然而，对于材料22MnB5的研究分析中，Molinari - Ravichandran模型预测塑性应变大于0.10之后，流变应力早已饱和。塑性应变为0.05时， Ghost模型的预测与22MnB5实验数据非常吻合。

模型的流动特性，其中包括并介绍了相变到最后的马氏体连续演化过程，由Åkerström等人（2007年）开发的有限元模拟。他们创建的模型在考虑实际相结构，潜热，体积变化和相变过程中的相变塑性的基础上的（Åkerström等，2005）描述了材料的热机械性质。在材料模型与实验数据的对比表明，在奥氏体的条件22MnB5流动行为的现实模型是可能的。

6.4 成形极限曲线

透过传统的成形极限曲线FLC的方法来获得该材料的成形性。这条曲线显示了不同应力状态下颈缩和断裂的变形表对板材样品不同的纯剪应力。然而，在高温下成形时，材料成形性不仅受到冲击但也受温度，应变速率和变形过程中组织演变的影响（佩莱格里尼等，2009）。

为此进行的几次试验，但Marciniak和Nakajima测试是适用最普遍的一个。在这两个测试中，板材处于亚稳奥氏体相并经历了热机械处理，它们在不同的温度，随后是各种应变和应变速率下测试直到缩颈和断裂失效（Bariani等，2008年）。这些测试之间的主要区别是冲压形状，这不是半球形或扁平形（(Dahan等，2007）。

在高温下，材料22MnB5成形极限曲线在Nakajima测试中测得。在这里，为确定的温度相关的成形极限曲线，对传统的测试设备进行了修改。因此，特殊加热器必须安装在冲模上、模具上、压边上来控制温度。

Pellegrini等（2009年）表明，相对于初始铁素体-珠光体组织，奥氏体的滑移系数值越高和热感应越高。因此引起在热冲压时机械性能的演变（图13）散射

结果不一样的主要原因是由于高温下进行的测试程序不同。Lechler（2009年）设计的加热方法，确保了在炉内加热阶段温度均匀分布，但是这意味着冷却过程中因手动转移而使得温度更难以控制。佩莱格里尼等人（2009年）的感应加热导致的温度均匀分布稍微交叉，但能获得有一个良好的冷却控制。

类似佩莱格里尼等人（2009年）和莱克勒（2009年），Chastel等（2008年）表明，温度越高，初始毛坯或板材厚度越大，临界平面应变越大。

在现有的研究中，加热和冷却的空白过程是通过不同的方法完成。一方面，在莱克勒（2009年）的研究，加热方式上在炉中加热阶段确保温度均匀的分布。然而，这意味着在冷却过程中因手工转移到冲压时的温度更难以控制。

另一方面，由Bariani等（2008年）的感应加热，导致的温度分布均匀较差，但控冷做的更好，保证了非常高的冷却速度。因此，在真实的等温条件下高的冷却速率就难以确保避免相变的转变了。评价高温下金属薄板成形性能问题都可以通过另一种方法来完成，基于一个适当的失效准则，即找到一种应变，应变率，温度和微观结构的演变的函数（佩莱格里尼等，2009）。

6.5 摩擦系数

在热冲压中涂层材料的摩擦特性，可用不同的测试方法（图14）来评估。在

不同的测试方法时工件和工具接触不一样，这对摩擦系数的确定非常重要，必须是类似于热冲压的接触条件。

斯托尔等（2008年）采用实验-分析-数值计算方法，来确定相关条件下的摩擦系数。在这里，杯状深冲试验（图14a），热冲压过程中的时间-温度曲线是实验的基础。为了揭示实验过程与客观实际中热传导速率的不同，工具的温度是变化的。在这项工作中，铝硅涂层22MnB5试样的摩擦值可以用Siebel的方法（Siebel和Beisswänger，1955年）来进行计算。

结果（图15）显示随着温度的升高摩擦系数从0.6到0.3降低（斯托尔等，2008）。

鞘盘测试（图14b）是由Ghiotti等（2009a，b）和Hardell和Prakash（2008），探讨界面参数（如温度，压力的滑动速度和表面粗糙度）对在金属板与模具空白上的摩擦的影响。分析表明，温度和压力的相互作用跟摩擦系数关系最为密切。

这两项研究表明，该接触面的摩擦系数在正常压力下随温度升高而降低。该原因可能是由金属间化物Fe–Al，在压力增加时使得摩擦系数降低了（Ghiotti等。2009a，b）。在鞘盘实验时候空白模局与工件接触的条件，是跟金属成形的条件不一样的。因此，（图15）最终数值高达0.8，此方法不适合测定对应表面接触条件下的板材成形。

另一个的摩擦测定方法是绘图测试（图14C），这是由Dessain等人（2008年）发明的。加热后的工件通过制定工具的凸接触面积与不同方向的力量进行同步测量。摩擦系数的计算方法从根据Pawelski（1964）获得。在持续压强为10MPa和持续奥氏体化时间为390s时候对比实验中摩擦系数的结果，结果表明不同的温度对摩擦行为影响很小（图15）。同样的结果在压强为250Mpa时候也得到验证(Dessain et al.,2008)。

最后介绍的一种测试摩擦系数的方法见图14d，Yanagida and Azushima (2009)等人提出。测试的仪器由加热炉和画图装置组成。摩擦系数由支撑力和弹性力计算。跟其他的测试方法对比，计算的随着温度升高和压强为10MPa摩擦系数从0.5升到0.6（图15）。压强在7和14MPa中变化显示摩擦系数以来与相关的压力范围（(Yanagida and Azushima,2009).）

Al–Si涂层的22MnB5材料上得到不同的摩擦系数，表明接触条件对于计算的值影响很大。在真实的热冲压过程中，接触条件类似于深拉伸类似于图14a和14e的条带拉伸弯曲。条带的拉伸弯曲不能用于确定摩擦系数。

7 最终性能

淬火过程中马氏体组织的演变使得抗拉强度达到1500MPa，这已在弹性测试和硬度测试中得到了验证。随后的微观组织分析，显示完全马氏体组织可以增加材料的机械性能。由于冷却速率和相转变结果，最终的机械性能取决于工序的控制。

在持续冷却工序中，冷却速率和硬度是相关的参数。在实际的操作中，Erhardt and Boke(2008)用的冷却速率用于热冲压模拟中，以确定硬度值和其他的机械性能。机械性能依赖于热和成形的历史。

在不同温度和应变速率下22MnB5的流变曲线显示这些工艺参数强烈影响材料的流变行为。尽管温度和应变速率在变化，Yanagimoto and Oyamada (2007) and Kusumiet 等人 (2009)的研究中热冲压时高的形变能使工件得到最小的回弹。

描述热冲压中的热机械现象，必须分析其中的残余应力。在更进一步的研究中，分析应力部分就可以应归因于热机械和显微结构在相关的参数中占主导地位。这方面的知识也对热冲压件翘曲变形的特性密切相关。

7.1 腐蚀

冷成型中阴极保护同样适用于热冲压。在热处理后热浸镀铝的Fe–Al合金相表面是粗糙不平的，由于表面固定的结果，涂覆性能在没有化学处理的情况下也很好。在没有表面处理的条件下，Fe–Al合金相展示了比基体更好的抗腐蚀能力(Suehiro et al., 2003)。Al–Si涂层并没有像锌一样的阴极保护效应，但它却有高的防护的屏障功能。

带x-tex涂层的腐蚀测试，证明腐蚀并不是来源于基体钢而是由退火时铁扩散到表层引起的(Goedicke et al., 2008)。为了测定焊接性能和涂覆性能，该技术在喷丸硬化后进行移除。

Zn–Fe层的冲孔腐蚀显示Zn–Fe层能比传统的锌涂层具备更好的保护性能。这是由于在表层会有稍高的电极保护和稳定的腐蚀产物(Faderl et al., 2008)。同样，Zn–Fe层比传统的镀锌具备更好的剥离方式。红色腐蚀产物是（黄色产物）可能导致在保护层出现铁。交互区域的腐蚀试样很清晰的表面基体并没有长时间受到侵蚀(Faderl et al., 2009)。

研究电流的目标是持续改善涂层和提高新的或者修复较容易腐蚀的金属涂层。在直接或间接热冲压中，结合Al–Si涂层高的热稳定性和锌涂层的阴极保护性能。另一个目的是在热冲压时用锌涂层来预防晶粒间的破裂。

8 后续的加工处理

因为试样特殊的机械性能，热冲压件的后续加工需要进行分析和合适的观察窗。其中，切割，焊接是对于热冲压件最为重要的步骤。下面将描述它们的应用。

8.1 切割

类似于传统的金属成形，切割或者钻孔时热冲压成形后的一个步骤，如果有必要，还可进行喷丸。我们回顾下热冲压件切割的不同方法。

8.1.1 激光切割

应为在热冲压后材料具有高度强度，激光切割是热冲压件最为常用的方法。由于是无接触的激光修编，相对于其他切割方法，它不会引起任何工件的磨损或者再切割边缘的失效。另一个优势是，使用激光切割对于部件的形状没有任何限制。获得的公差受激光器的刚度和夹具的影响。激光切割的时间取决于部件几何形状和激光器移动速度。(Kolleck et al., 2009a,b)。

8.1.2 硬切割

冲压硬化后的部件由于具有高强度，会导致一些空白模具的磨损，或者有时候一些模具提前失效。So 等人(2009)提出一个空白模具工序，剪切表面的质量和尺寸精度主要受某些工序参数，诸如冲压速度，落料角度，冲压模间隙，剪切模具边缘几何形状和材料的性能的影响。

在该项研究中发现，冲压速度对于剪切几何形状以及空白模具的压力是没有关系的。对于所有的落料角度，随着冲压模具间隙的增加飞边增加。此外，事实显示随着间隙增加光泽度也增加，直到产生了毛刺，但是毛刺产生后随着间隙增加而光泽度下降(So et al., 2009)。

Picas 等人 (2008)进行了另一种硬切割的研究，显示冲压后高的硬度导致低的剪切边缘的磨损，但是这使得在高负荷下的应用变得更加敏感，因为考虑到微观裂纹会沿着剪切边缘产生。在高韧度冲压下，在切割边缘抗磨损能力稍微下降，但是这在高硬度和抗疲劳性能方面得到了补偿。因此，必须找到最佳的韧度-硬度配合来提高模具的机械性能，特别是冲压硬化部件的切割Picas et al. (2008)。

8.1.3 热切割

热冲压件可选择的切割方过小的法是在高温下淬火时候进行切割。热切割的优势是减少了切割力和得到最佳的切割边缘。

最新的工序是选择了工件在高温淬火时候切割。这避免而来马氏体组织的产生，在切割区域的冷却速率必须降低。热冲压中局部不同的热处理为后续的切割做好了铺垫，并且这还和材料不同的热导率有关(Maikranz-Valentin等人，2008)。

最为有效的切割方法是之前发展的空白法。这种方法需要一定的毛坯设计来达到所需部件的外形(Kolleck et al., 2009a,b).。热冲压后的切割可获得更小的公差。

8.2 焊接

由于低的成形性，成形方法中的焊接不能被应用于热冲压部件。因此，热冲压件的可焊接性能在现实中是应用的先决条件。涂覆层及其化学成分可能引起焊接时候的失效。在后续中，我们回顾下22MnB5在不同涂层下电阻焊，激光和气体金属基电弧焊方面的研究。

在加热到被压成型前的时段内，工件的铝镀层会转变成Fe-Al相合金，这种合金含有高的金属熔点，这就使得点焊接性能不受之前的图层影响(Suehiroet al., 2003)

第一代的氧化皮等不具有点焊接性能，因此在后续加工之前必须用喷砂处理移除氧化皮。原因是氧化皮的电阻太大而使焊接电流不能充分流动。第二和第三代x-tec测试技术通过添加镁成分阻碍了氧化皮的产生，结果显示涂层适用于电阻焊(Goedicke et al., 2008).。电阻点焊(RSW)的x-tec涂层显示炉内的气氛在加热时对点焊接性能有很大的影响。

在这里，氧气的含量是影响最大的。在空气中加热导致氧化层的形成，从而点焊难以实施。氮气氛围保证在涂层中含较低量的氧化皮，因此能适用于点焊(Braun and Fritzsche,2009)。

Zn-Fe涂层，最好的电阻点焊导致双脉冲技术和直流电源的结合。另外一些焊接的方法也是可行的，比如SG焊接，SG钎焊，激光焊和螺栓焊接(Faderl et al., 2009)。

对于激光焊和气体金属电弧焊，其接头处的交叉区域的测试显示x-tec涂层对于焊接性能没有影响。在重叠和没重叠的接头处都没有发现气孔或者其他的缺陷。这种涂层可以顺利的使用，也可以结合不同的底层，比如H430LA来焊接焊缝(Braun and Fritzsche, 2009)。为了避免Al和Si进入到焊缝中，当使用热浸镀铝时，涂层必须沿着焊缝移出2mm。

9 有焊接性能的热冲压件

热冲压件的完全马氏体组织导致抗拉强度高达1500MPa，并且延伸率低到5%。但是为了提高车辆的结构零部件（比如B-柱）的抗破裂能力，可以通过增加延伸率来提高吸收能量的能力。B-柱见图16，在交高区域有良好的侵人控制而在较低区域有很好的能量吸收能力。

需要裁制性能的单独区域可以用不同的工序来控制或使用焊接平板见图17。

换句话说，热工序会受到冷却速率的影响，冷却速率低于27K/s时可以避免完全马氏体组织，或者降低回火温度至Ac3温以下，这都能导致不完全的奥氏体组织。两种方法都含有较低的强度而因此获得高的延展性。其它区域按通常的冲压硬化时间-温度图来淬火(Stohr et al., 2009)。

9.1 模具的温度

减小淬火速率可以通过增加模具的温度来获得，这也可以通过平板和模具表面之间的热传导来实现。模具具有不同的冷热区域，这也将导致一些区域有较高的强度（马氏体组织）而其它区域有高的延展性（混合相）。Lenze 等人. (2008a,b)的实验和数值模拟显示，可能有一些区域有很高的强度，而其它区域具有延展性并且有吸收能量的能力。模具温度的选择影响着淬火时的冷却速率和材料的最终相组成。因此，材料的性能必须选择能适用于各种不同温度的模具（图18）。

9.2 模具材料

通过使用不同热导率的模具材料，可以使得模具系统在不同的区域进行的有区别的热处理。模块模具系统由不同热导率材料的模块依次组成，热导率从7W/mK到66W/mK。用这种方法，可以控制好热转换沿着模块表面散发。因为系统中不同的热边界条件，顺序化模块通过敲打获得热稳定状态。这种热现象及其作用有待进一步的研究。

9.3 模具表面

淬火时的热转换受部件和模具的接触条件影响。George 等人(2009)的数值模拟，在系统模具的热行为方面研究了模块间的空隙。显示，不同模块区域的空气间隙，在马氏体转变的临近速率以下部件的冷却速率将会减低。该方法的劣势是，部件的自由成形跟接触空隙有关，接触空隙会减少部件的形状精确度。对表面进行结构化石另一种减低局部热转换的方法。表面结构化有效的减少了接触区域。表面结构化对热转换系数的研究是具有可裁热冲压件制造革新的关注点。

9.4 毛坯的回火

将毛坯的部分区域加热到Ac3温度以上，这样或许可获得马氏体组织。这种方法，奥氏体的完全热循环可以应用到这些区域，而其它区域保留为原始的铁素体-珠光体组织。Ghiotti 等人 (2009a,b)指出使用能保持不同温度的炉和使用电阻加热这两种方法，看似最为合适的。然而，必须考虑不同材料的两种区域分别收到加工成形的影响。

较低温度的区域的成形性会降低，通常，会产生回弹现象(Erhardt and Boke, 2008).。Stohr等人(2009)在不同的回火温度下研究材料的热机械性能，指出低的回火温度可以使具有裁制性能的部件获得较低的延展性，选择低于825℃的温度，来获得比通常热冲压金属件更低的强度和硬度（图19）。

9.5 修剪焊接工件

汽车工业中在室温下裁制焊接工件或者加工工件是一项成熟的工艺。与此类似，裁制热冲压的焊接件需要工件具有裁制性能。这里，热处理工件和未热处理工件钢将进行热冲压。因为，在钢的热处理时进行了马氏体转变，相对于没进行热处理的部件它的最终强度会增加。工件是进行激光焊的。在此之前，焊接区域的涂层必须去除。热冲压中焊缝和成形的位置受到限制，这是需要在其他工艺中所需要考虑的。

10.应用

成形和硬化相结合使得22MnB5钢在汽车行业成为理想的结构，尤其是在需要穿透性保护的机窗或者汽车上。一些汽车的A-柱和B-柱，边缘冲击保护，底梁，车架，保险杆，保险架，加固门柱，车顶框架，管道，后部和前部边缘交叉部分（见图20）。这些板的厚度变化在1.0和2.5mm之间。

11结论

这样看来，最近的高强度钢的热冲压研究成果已经概括在不同的研究结果里面了。从概括的调查显示，热冲压中的一些现象还存在知识的空白。此外，一些热冲压的创新性研究还有待鉴定。

热冲压的应用和后续工序，取决于切割系统以及部件的可焊接性能和表面组织结构。为了避免在奥氏体化过程中形成氧化皮，大多热冲压件都进行预涂层处理。这样处理的目的是为了获得一般的涂层材料来对直接或间接热冲压的阴极进行附加的保护。

部件冲压-硬化的循环时间主要取决于闭模时间和停留在炉内奥氏体化的时间，以便涂层获得渗透的合金。关于闭模时间，最优化模的冷却或者使用可以减少循环时间的模具钢。停留在炉内的时间仅仅能通过较快的加热来实现，比如热传导或者感应加热。因此，不同的加热系统（热传导和感应加热）在未来具有较大的潜力。

热冲压是获得预定相转变的热-机械成型方法。因此，需采用接近现实的FE模型来模拟机械，热，微观组织的交互作用。比如，热转换系数，材料的流变行为，和相转变条件。

实验数据与材料模型的对比现实，在奥氏体化条件下对22MnB5流变行为的模型模拟是可能的。持续的流变行为必须考虑材料的热-机械性能，得基于相变潜热，体积变化，相转变后马氏体的塑性等条件。此外，在高温下钢的可formability成形性可以通过适当的失效准则来获取，比如建立应变，应变速率，温度，和组织演变的函数关系。

在不同温度下和应变速率下22MnB5流变曲线，这些工艺参数强烈的影响材料的流变行为。一些研究表明，在最优化的热冲压工序中热冲压件高的成形精度具有最小的回弹。但是，具有裁制性能的热冲压件的自由翘曲受不同的相变化工序的影响，并受工件的几何形状和机械性能。

现存的研究工作详尽 ，使用热冲压生产高强度钢的具有很大的应用潜力。此外，想获得最佳的冲压工艺设计物理现象的基本知识是至关重要的。

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