CN111534758A - 一种控制热成形后强度下降的桥壳钢及其制备方法、桥壳 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种控制热成形后强度下降的桥壳钢及其制备方法、桥壳，属于钢铁冶炼与轧制技术领域，本发明提供的控制热成形后强度下降的桥壳钢由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26‑0.30％；Si：0‑0.1％；Mn：1.8‑2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02‑0.05％；V：0.01‑0.03％；N：0‑0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质；该桥壳钢板的屈服强度大于600MPa，抗拉强度大于700MPa，延伸率大于20％，板形与表面质量优，热成形后的屈服强度大于550MPa，抗拉强度大于650MPa，并具有优异的表面质量的效果。

Description

一种控制热成形后强度下降的桥壳钢及其制备方法、桥壳

技术领域

本发明涉及钢铁冶炼与轧制技术领域，特别涉及一种控制热成形后强度下降的桥壳钢及其制备方法。

背景技术

桥壳作为主要支承汽车荷重的结构，其轻量化研究是当下人们大量研究的问题之一。一般非断开式驱动桥和轮毅、制动器及制动鼓的总质量，约占轿车总质量的3.5-5％，对于重型货车，驱动桥所占比例更大。

中、重型卡车驱动桥一般采用14mm-18mm厚钢板冲压成形，对材料的拉延成形性能、焊接性能与疲劳性能均有较高的要求；由于受到冲压设备限制一般采用热冲压工艺成形，而国内外热冲压桥壳用钢普遍采用普碳钢或大梁钢替代，造成热加工性能差、表面质量差、废品率高、产品质量不稳定等不良问题，尤其是热成形后强度严重下降，导致桥壳成品与板材性能差异巨大，严重限制了桥壳的轻量化与整车承载能力的提升。

热冲压工艺要求钢板在中频感应炉中加热到840℃～900℃左右，然后进行冲压，冲压后空冷。热冲压工艺成形压力小、尺寸精度高、疲劳性能好，因此得到了广泛应用。因对材料性能不熟悉，大部分用户仅对钢板进行入厂检验，而热冲压后钢板力学性能下降幅度很大，导致热冲压后钢板的力学性能远低于要求值。例如采用510L制造桥壳时，在热冲压后，屈服强度下降了149MPa，抗拉强度下降了162MPa，导致性能不能满足抗拉强度大于等于510MPa的要求；采用Q460C制造桥壳时，在热冲压后，屈服强度下降了124MPa，抗拉强度下降了158MPa，导致性能无法满足抗拉强度大于等于580MPa的要求。

由于强度的显著下降，导致桥壳成品的性能显著低于设计强度，从而导致承载能力不足，安全性下降，严重时出现卡车断桥的现象。为此，控制热成形后强度下降率对于汽车制造商至关重要。国内对桥壳用钢开发了众多产品，但极少数考虑最终热成形工艺对强度的影响，其中申请号为201410432234.3的专利，公开了“一种600MPa级汽车桥壳钢及其生产方法”，通过添加较高的V、N元素含量及精确的控轧控冷工艺控制，生产出600MPa 级汽车桥壳用热轧带钢，同时可保证800℃以上热成形后桥壳的各项力学性能指标。但是该项专利添加了较高的V/N合金，成本较高，工艺控制窗口较窄，而且表面质量问题多发。

发明内容

鉴于上述问题，提出了本发明以便提供一种克服上述问题或者至少部分地解决上述问题的控制热成形后强度下降的桥壳钢及其制备方法、桥壳。

本发明实施例提供一种控制热成形后强度下降的桥壳钢，所述钢由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26-0.30％；Si：0-0.1％；Mn：1.8-2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02-0.05％；V：0.01-0.03％；N：0-0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质。

可选的，所述钢的显微组织为铁素体与珠光体，所述铁素体的平均晶粒尺寸为5.0- 10.0μm。

可选的，所述显微组织中含有平均粒径为1-50nm的纳米级析出相。

可选的，所述钢的厚度为10-18mm。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种控制热成形后强度下降的桥壳钢的制备方法，用于制备上述控制热成形后强度下降的桥壳钢，包括以下步骤：

铁水冶炼获得连铸板坯，所述连铸板坯由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26-0.30％；Si：0-0.1％；Mn：1.8-2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02-0.05％； V：0.01-0.03％；N：0-0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质；

对所述连铸板坯进行加热并保温；

对加热并保温后的所述连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；

对所述中间板坯进行精轧，获得带钢；

对所述带钢进行层流冷却并卷取获得热轧钢卷；

将所述热轧钢卷冷却至室温后进行卷取，获得控制热成形后强度下降的桥壳钢。

可选的，所述加热并保温后的所述连铸板坯的温度为1100-1150℃。

可选的，所述粗轧的出口温度为950-1050℃，所述中间板坯的厚度为55-60mm。

可选的，所述精轧的终轧结束温度为780-810℃。

可选的，所述冷却速率为10-15℃/s，所述卷取的温度为600-650℃。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种桥壳，由上述控制热成形后强度下降的桥壳钢制得。

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

本发明实施例提供的控制热成形后强度下降的桥壳钢采用了合理配比的化学元素，并通过合理的热轧工艺设计，获得具有易平整与热成形后力学性能下降率显著降低的微观组织，确保桥壳钢具有良好的板形质量，并在热处理后依然具有较高的力学性能，同时使生产的桥壳钢的表面不存在皮下微裂纹与红色氧化铁皮。其中，较低的出炉温度是保证细小奥氏体组织，通过后续的控轧控冷工艺获得较小的铁素体晶粒的保证。较低的终轧温度时保证铁素体均匀细小的关键措施，较高的卷取温度是保证铁素体组织的关键，铁素体组织有利于板形质量的提高。这样，有效解决了厚规格、高强度钢不宜平整的难点，同时热成形后由于固溶强化的贡献不变，而通过控制原始铁素体组织尺寸，确保成形后的晶粒尺寸与析出一定量的纳米级析出物，提高细晶强化与析出强化贡献，从而达到提高热成形后的强度的目的，实现了钢板屈服强度大于 600MPa，抗拉强度大于700MPa，延伸率大于20％，板形与表面质量优，热成形后的屈服强度大于550MPa，抗拉强度大于650MPa，并具有优异的表面质量的效果。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。

图1是本发明实施例1中控制热成形后强度下降的桥壳钢的组织金相图。

具体实施方式

下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

本发明实施例提供一种控制热成形后强度下降的桥壳钢，所述钢由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26-0.30％；Si：0-0.1％；Mn：1.8-2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02-0.05％；V：0.01-0.03％；N：0-0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质。

各化学元素的设计原理为：

C：C是钢中最经济的强化元素之一。如果C含量太高，不能确保所希望焊接性与韧性。如果碳含量太低，影响固溶强化的贡献值。因此，综合考虑，本发明钢中C含量控制在0.26％～0.30％。

Si：Si是一种固溶强化元素。Si含量较高时，不利于带钢表面质量，同时对带钢焊接性不利。因此，综合考虑，本发明钢中Si 含量控制在0.10％以下。

Mn：Mn是固溶强化元素。Mn元素对固溶强化和细晶强化的贡献均较大，本发明钢种选择以固溶强化为主，保证热成形后的力学性能，因此需要添加加高的Mn元素含量，但是Mn含量过高时会形成严重的带状组织，影响焊接性能。因此，综合考虑，本发明将Mn 的含量设计为1.8％～2.2％。

P与S：P和S为钢中杂质元素，P元素易引起钢材的中心偏析，恶化钢材的焊接性与塑韧性；S元素易于Mn元素形成MnS夹杂，会使钢的焊接性、成形性降低。因此，综合考虑材料的焊接性与塑韧性，本发明钢中P含量控制≤0.010％，S含量控制≤0.005％。

Al：Al是在炼钢时发挥脱氧剂的作用。脱氧不净将导致材料的冷成形性能下降，但Al含量过高会导致钢中AlN类夹杂物过多，降低材料的延伸率。因此，综合考虑脱氧与冷成形性，本发明的Al含量控制在0.02％～0.05％。

Nb、V、Ti：Nb、V、Ti作为第二相形成元素，发挥着析出强化作用，同时具有抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长、从而使铁素体相成为所希望的粒径的作用，另外第二相粒子属于硬相，可增加基体的强度。但是对于热成形桥壳钢而言，带钢中存在的第二相粒子在桥壳成形加热过程中，会显著粗化，降低析出强化的贡献，导致强度显著下降，因此不宜采用Nb、Ti微合佥化元素。而V元素的固溶温度较低，在热成形加热中将会发生溶解，成形后再重新析出，保持细小弥散的状态，因此有利于析出强化贡献的提高，因此，本发明专利选择以V微合金化。另一方面，V元素较高时，提高固溶温度，浪费合金，提高成本。因此，综合考虑，V含量控制为0.01％～0.03％。

N：N元素的添加，易促进V的析出，提高V的固溶温度，因此不利于加热中V的回溶，同时由于其促进V的析出，易导致在成形中析出，不利于二次成形。因此，综合考虑，钢种N元素含量越低越好，考虑到炼钢成本，N元素含量控制在0.003％以下。

作为一个可选的实施方式，所述钢的显微组织为铁素体与珠光体，所述铁素体的平均晶粒尺寸为5.0-10.0μm。

作为一个可选的实施方式，所述显微组织中含有平均粒径为1-50nm的纳米级析出相。

为保证带钢具有优异的板形质量，以及降低后续因细晶强化与相变强化在热成形后的显著下降，从而导致强度的大幅度下降，组织控制为铁素体+珠光体，且保证铁素体组织平均晶粒尺寸5-10μm；为了提高析出强化比例贡献，第二相粒子以平均粒径在1-50nm之间的纳米级析出相为主。

作为一个可选的实施方式，所述钢的厚度为10-18mm。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种控制热成形后强度下降的桥壳钢的制备方法，用于制备上述钢，包括以下步骤：

铁水冶炼获得连铸板坯，所述连铸板坯由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26-0.30％；Si：0-0.1％；Mn：1.8-2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02-0.05％； V：0.01-0.03％；N：0-0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质；

对所述连铸板坯进行加热并保温；

对加热并保温后的所述连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；

对所述中间板坯进行精轧，获得带钢；

对所述带钢进行层流冷却并卷取获得热轧钢卷；

将所述热轧钢卷冷却至室温后进行卷取，获得控制热成形后强度下降的桥壳钢。

作为一个可选的实施方式，所述加热并保温后的所述连铸板坯的温度为1100-1150℃。

连铸坯加热温度为1100-1150℃。连铸坯的加热温度是根据钢中V的固溶与析出情况、以及原始奥氏体晶粒粗化行为来制定。加热温度较低时，连铸时产生的析出相未溶，影响最终的强度。加热温度较高时，奥氏体晶粒粗大化，影响最终铁素体组织的尺寸，不能确保所希望的强度。

作为一个可选的实施方式，所述粗轧的出口温度为950-1050℃，所述中间板坯的厚度为55-60mm。

粗轧采用1+5模式的轧制工艺(R1一道次轧制，R2五道次轧制)，粗轧出口温度范围为960～1060℃；粗轧中间坯厚度范围为55～60mm。

作为一个可选的实施方式，所述精轧的终轧结束温度为780-810℃。

从确保良好的带钢表面质量的角度考虑，在精轧前利用18MPa以上高压水进行除精除鳞操作，完全去除带钢表面氧化铁皮，以免精轧期间压入带钢表面，影响表面质量。

终轧结束温度为760-810℃。终轧结束温度超过810℃时，得到的带钢的铁素体相的均匀度不足，以及获得的铁素体晶粒尺寸易于大于10μm。另一方面，终轧结束温度低于760℃时，进入两相区轧制，组织均匀性不足，同时轧制难度较大。

作为一个可选的实施方式，所述冷却速率为10-15℃/s，所述卷取的温度为600-650℃。

层流冷却采用稀疏冷却模式，卷取温度为600-650℃。终轧后热轧带钢以10-15℃/s 的速度冷却至600-650℃温度范围内卷取。

较高的冷却速度，铁素体晶粒显著细化，或者易于出现贝氏体组织，导致带钢强度太高，不利于后续平整板形的控制；冷却速度太低，易于导致铁素体晶粒异常粗大，导致原料的力学性能不满足要求。卷取温度是决定热轧钢带组织类型的关键。卷取温度低于600℃时，易于出现贝氏体组织，导致相变强化贡献较大，原料强度较高，不利于后续开平以及热成形后的强度下降率的控制；卷取温度较高，又易于导致铁素体晶粒过大，不利于保证带钢强度满足要求。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种桥壳，由上述控制热成形后强度下降的桥壳钢制得。

下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的控制热成形后强度下降的桥壳钢及其制备方法、桥壳进行详细说明。

下述实施例1-4中钢制备的方法为：冶炼→连铸→连铸坯加热→粗除鳞→定宽压力机→粗轧→板卷箱→飞剪→精除鳞→精轧→层流冷却→卷取等；

其中，

1、粗轧采用1+5模式的轧制工艺，R1实行一道次除鳞，R2实行1、3、5道次除鳞；

2、在精轧前利用18MPa以上高压水进行精除鳞，完全去除带钢表面氧化铁皮，以免精轧期间压入带钢表面，影响表面质量；

3、层流冷却采用稀疏冷却模式。

实施例1-4中钢的化学成分及其质量分数如表1(wt.％，余量为Fe和其他不可避免的杂质)所示，各制备工艺参数如表2所示。

表1

实施例	C	Si	Mn	P	S	Alt	V	N
									实施例1	0.27	0.05	2.1	0.008	0.003	0.035	0.030	0.002
实施例2	0.28	0.07	2.0	0.008	0.002	0.025	0.020	0.003
									实施例3	0.29	0.09	1.9	0.008	0.003	0.030	0.010	0.002
实施例4	0.30	0.10	1.8	0.008	0.003	0.035	0.010	0.003

表2

对实施例1-4制得中的控制热成形后强度下降的桥壳钢进行力学性能检测，测试结果如表3所示。

表3

从表3可见，本发明提供的控制热成形后强度下降的桥壳钢的屈服强度大于600Mpa；抗拉强度大于700Mpa；比例延伸率均大于等于20％；同时，180°d＝2a冷弯测试均合格。

本实施例1-4均为具有铁素体组织平均晶粒尺寸5-10μm、VC的平均粒径以1-50nm之间为主。带钢板形质量与表面质量优异。

采用该带钢进行桥壳用钢的制造，采用中频感应加热炉进行加热，桥壳加热温度为 840-900℃，保温时间为3-5min，然后出炉进行连续两道次的变形，最后空冷至室温。

对采用实施例1-4制得中的控制热成形后强度下降的桥壳钢来制备的桥壳成品进行力学性能检测，测试结果如表4所示。

表4

实施例	屈服强度/MPa	屈服强度下降/MPa	抗拉强度/MPa	抗拉强度下降/MPa	延伸率/％
						实施例1	590	40	690	42	26.5
实施例2	577	48	675	49	26.5
						实施例3	570	45	673	42	25.5
实施例4	563	47	667	43	25

从表4可见，采用本发明提供的控制热成形后强度下降的桥壳钢制备的桥壳成品的屈服强度大于550Mpa；抗拉强度大于650Mpa；比例延伸率均大于等于25％；屈服强度和抗拉强度下降量均控制在50MPa以内，热成形后的力学性能优异。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (10)

1.一种控制热成形后强度下降的桥壳钢，其特征在于，所述钢由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26-0.30％；Si：0-0.1％；Mn：1.8-2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02-0.05％；V：0.01-0.03％；N：0-0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的一种控制热成形后强度下降的桥壳钢，其特征在于，所述钢的显微组织为铁素体与珠光体，所述铁素体的平均晶粒尺寸为5.0-10.0μm。

3.根据权利要求1所述的一种控制热成形后强度下降的桥壳钢，其特征在于，所述显微组织中含有平均粒径为1-50nm的纳米级析出相。

4.根据权利要求1所述的一种控制热成形后强度下降的桥壳钢，其特征在于，所述钢的厚度为10-18mm。

5.一种控制热成形后强度下降的桥壳钢的制备方法，用于制备权利要求1-4任一项所述的钢，其特征在于，包括以下步骤：

铁水冶炼获得连铸板坯，所述连铸板坯由如下质量分数的化学元素组成：C：0.26-0.30％；Si：0-0.1％；Mn：1.8-2.2％；P：≤0.010％；S：≤0.005％；Al：0.02-0.05％；V：0.01-0.03％；N：0-0.003％；其余为Fe及不可避免的杂质；

对所述连铸板坯进行加热并保温；

对加热并保温后的所述连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；

对所述中间板坯进行精轧，获得带钢；

对所述带钢进行层流冷却并卷取获得热轧钢卷；

将所述热轧钢卷冷却至室温后进行卷取，获得控制热成形后强度下降的桥壳钢。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述加热并保温后的所述连铸板坯的温度为1100-1150℃。

7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述粗轧的出口温度为950-1050℃，所述中间板坯的厚度为55-60mm。

8.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述精轧的终轧结束温度为780-810℃。

9.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述冷却速率为10-15℃/s，所述卷取的温度为600-650℃。

10.一种桥壳，由实施例1-4任一项所述的钢制得。

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