CN113981320A

CN113981320A - 510MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法

Info

Publication number: CN113981320A
Application number: CN202111262460.8A
Authority: CN
Inventors: 崔凯禹; 李正荣; 汪创伟; 胡云凤; 叶晓瑜; 熊雪刚
Original assignee: Pangang Group Panzhihua Iron and Steel Research Institute Co Ltd
Current assignee: Pangang Group Panzhihua Iron and Steel Research Institute Co Ltd
Priority date: 2021-10-28
Filing date: 2021-10-28
Publication date: 2022-01-28

Abstract

本发明公开了一种510MPa级冷冲压用桥壳钢，按重量百分比计包括以下成分：C 0.05～0.10％、Si 0.05～0.20％、Mn 1.10～1.30％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb 0.015～0.030％、Ti 0.010～0.030％、N≤0.008％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。本发明还公开了510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，按照510MPa级冷冲压用桥壳钢的成分冶炼成板坯，然后依次进行热轧、卷取和冷却的步骤后得到成品。采用本发明的成分及其制备方法制备的510MPa级冷冲压用桥壳钢的厚度方向组织均匀性良好；其屈服强度≥345MPa，抗拉强度≥510MPa，断后伸长率≥24％，180°弯曲试验D＝a，实现了高强度、优良的塑性和弯曲性能。

Description

510MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及热连轧板带生产技术领域，尤其是一种510MPa级冷冲压用桥壳钢以及一种510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法。

背景技术

随着中国汽车工业的发展，汽车用钢的需求量逐渐增大，汽车用钢的性能要求也越来越高。桥壳是汽车底盘***的主要构件之一，用于支撑车架，同时桥壳内部装有减速器、差速器和驱动车轮的传动装置等，因此需要具有足够的强度、良好的冲压成形性能和焊接性能等。汽车桥壳制造之前多采用铸造工艺，但铸造桥壳体的制作工艺复杂、生产效率偏低、笨重且成本较高，而桥壳采用热轧钢板冲压成半桥壳再经焊接而成的制造工艺具有生产效率高、重量轻、成本低的优点，因此热轧钢板冲焊桥壳已成为现今汽车桥壳制造的发展方向。

随着汽车桥壳制造技术的发展和国内货车限载强制措施的推进，同时为了适应汽车行业对节能减重的需求，高强度级别汽车桥壳用热轧钢板的应用成为了桥壳钢的一大发展趋势，桥壳钢的成形性能和高强度的匹配就显得越发重要。目前冲焊桥壳的冲压工艺分为热冲压和冷冲压工艺。其中采用热冲压工艺增加了能源消耗，生产成本更高，且经过热冲压后钢板力学性能下降，可能导致强度低于要求值；而采用冷冲压工艺则对钢板的冷成形性能有着较高的要求。

公布号为CN110669989A的中国专利申请公开了一种冷冲压用高延伸率汽车桥壳用钢及其生产方法，该汽车桥壳用钢的成分按重量百分比计如下：C：0.14-0.17％，Si：0.020-0.080％，Mn：1.25-1.65％，Al：0.010-0.065％，V：0.025-0.065％，Cr：0.15％-0.25％，并限制P≤0.020％，S≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明钢在470MPa抗拉强度下具有高的延伸率，伸长率A≥40％，应用该发明钢板可冲压一体成型，无焊接，节省成本。但是该发明所述钢板的C含量高，可焊性降低，并添加了V元素，合金成本高，而抗拉强度仅达到470MPa强度级别。

公布号为CN110079740B的中国专利申请公开了一种高韧性热轧530MPa级汽车冷冲压桥壳钢板及其制造方法，该钢板组分及重量百分比含量包括：C：0.12-0.16％，Si：0.20-0.30％，Mn：1.30-1.45％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als：0.015-0.040％，Nb：0.010～0.020％，Ti：0.010～0.030％，其余为Fe和不可避免的杂质。该发明所述钢板的C、Mn元素添加量高，降低了材料的可焊性。

公布号为CN112647016A的中国专利申请公开了一种520MPa级别桥壳盖用钢板及其制造方法，该钢板化学成分按质量百分比计为：C：0.05-0.10％，Si：0.05-0.50％，Mn：1.0-1.5％，Al：0.02-0.05％，P≤0.015％，S≤0.004％，Ti+Nb≤0.2％，Re：0.002～0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质。该发明所述钢板中添加了较高含量的Ti和Nb元素，同时还添加了稀土元素，合金成分复杂，生产难度大。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是：提供一种具有良好的成形性能和焊接性能的510MPa级冷冲压用桥壳钢。

为解决上述技术问题本发明所采用的技术方案是：510MPa级冷冲压用桥壳钢，所述桥壳钢按重量百分比计包括以下成分：C 0.05～0.10％、Si 0.05～0.20％、Mn 1.10～1.30％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb 0.015～0.030％、Ti 0.010～0.030％、N≤0.008％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。

进一步的是：所述桥壳钢的碳当量CEV≤0.32％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.17％。

进一步的是：所述桥壳钢的屈服强度≥345MPa，抗拉强度≥510MPa，断后伸长率≥24％，180°弯曲试验D＝a。

进一步的是：所述桥壳钢的厚度为8.0～14.0mm。

本发明还公开了上述510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，按照上述内容中所述510MPa级冷冲压用桥壳钢的成分冶炼成板坯，然后依次进行热轧、卷取和冷却的步骤后得到成品。

进一步的是：所述热轧步骤包括加热、粗轧和精轧。

进一步的是：所述加热步骤中加热温度为1200～1240℃，加热时间为190～400min。

进一步的是：所述粗轧步骤中经过6道次粗轧，道次压下量≥19％，奇道次全长全数除磷，中间坯厚度为55～57mm。

进一步的是：所述精轧步骤中经过7道次精轧，后三机架压下率分别大于17％、13％和10％，投用≥3架机架间冷却水，精轧开轧温度≤1050℃，终轧温度为830～870℃。

进一步的是：所述卷取步骤中卷取温度为560～600℃；所述冷却步骤中采用前段冷却模式进行层流冷却。

本发明的有益效果是：本发明通过添加一定量的Nb、Ti元素，发挥细晶强化和析出强化效果，在保证产品强度同时实现了产品良好的成形性能，通过控制C、Si、Mn元素的含量，降低碳当量和焊接裂纹敏感指数，同时通过添加Ti元素在焊接过程中形成析出物抑制热影响区组织粗化，实现了产品良好的焊接性能，适用于汽车桥壳的冷冲压成形工艺。采用本发明的成分及其制备方法制备的510MPa级冷冲压用桥壳钢的厚度方向组织均匀性良好；其屈服强度≥345MPa，抗拉强度≥510MPa，断后伸长率≥24％，180°弯曲试验D＝a，实现了高强度、优良的塑性和弯曲性能。

附图说明

图1为本发明所制备510MPa级冷冲压用桥壳钢的金相组织图。

具体实施方式

为了便于理解本发明，下面结合实施例对本发明进行进一步的说明。

本发明所公开的510MPa级冷冲压用桥壳钢，按重量百分比计包括以下成分：C0.05～0.10％、Si 0.05～0.20％、Mn 1.10～1.30％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb 0.015～0.030％、Ti 0.010～0.030％、N≤0.008％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。

本发明中510MPa级冷冲压用桥壳钢所采用上述成分及成分比例的理由如下：

C是钢中有效的强化元素，可以溶入基体中起到固溶强化的作用，且能够与Nb、Ti结合形成碳化物析出粒子，起到细晶强化和析出强化的作用，提高碳含量，对提高强度有利，但是过高的碳含量会在钢中形成较多粗大脆性的碳化物颗粒，对塑性和韧性不利，碳含量过高还会在钢板中心偏析带，对弯曲性能成型性不利，同时过高的碳含量增加焊接碳当量和焊接裂纹敏感指数，不利于焊接加工；因此本发明中C的取值范围设定为0.05～0.10％。

Si在钢中具有较高的固溶度，有利于细化锈层组织，降低钢整体的腐蚀速率，提高韧度，但含量过高会使轧制时除鳞困难，还会导致焊接性能下降。因此本发明中Si的取值范围设定为0.05～0.20％。

Mn具有较强的固溶强化作用，能显著降低钢的相变温度，细化钢的显微组织，是重要的强韧化元素，但Mn含量过多时连铸过程容易产生铸坯裂纹，同时可能造成钢板心部成分偏析，还会降低钢的焊接性能；因此本发明中Mn的取值范围设定为1.10～1.30％。

P和S元素会对钢板组织性能产生不利影响，P含量过高会显著降低钢的塑性及低温韧性，S会形成硫化物夹杂使钢的性能恶化；因此本发明中P和S的取值范围设定为P≤0.020％，S≤0.008％。

Nb能钉扎奥氏体晶界从而阻止晶粒长大，最终细化晶粒，有利于提高冲击韧性，但细晶强化使屈服强度上升更明显，导致屈强比升高，且Nb含量过高增加生产成本；因此本发明中Nb的取值范围设定为0.015～0.030％。

Ti与C、N形成的Ti(C,N)析出物，能够有效细化奥氏体晶粒、以及抑制焊接过程中粗晶区的组织粗化，同时可产生析出强化效果，但Ti或N含量过高容易形成微米级的液析TiN，导致成形性能、疲劳性能下降，由TiN在液钢中固溶度积公式和TiN理想化学配比可以得到1500℃时液析TiN的体积分数随着Ti含量的变化关系，从而可以得到对于含有0.030％Ti的钢，出现液析TiN的临界N含量为100ppm，为了进一步降低生产液析TiN风险，需将N含量进一步降低；因此本发明中Ti和N的取值范围设定为Ti 0.010～0.030％，N≤0.008％。

Al加入钢中起脱氧的作用，可改善钢质，但是Al含量过高，其氮氧化物容易在奥氏体晶界析出导致铸坯裂纹产生；因此本发明中Als的取值范围设定为0.015～0.050％。

从图1可知，本发明所公开的510MPa级冷冲压用桥壳钢的金相组织厚度方向组织均匀性良好。本发明采用上述成分所制备的510MPa级冷冲压用桥壳钢厚度为8.0～14.0mm，碳当量CEV≤0.32％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.17％，屈服强度≥345MPa，抗拉强度≥510MPa，断后伸长率≥24％，180°弯曲试验D＝a；实现了高强度、优良的塑性和弯曲性能。

本发明还公开了上述510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，在制备上述510MPa级冷冲压用桥壳钢时，按照上述510MPa级冷冲压用桥壳钢的成分冶炼成板坯，然后依次进行热轧、卷取和冷却的步骤后得到510MPa级冷冲压用桥壳钢成品。

具体到对板坯进行热轧的步骤中，热轧步骤包括加热、粗轧和精轧。

进一步具体到加热步骤中，对板坯进行加热是为了对铸态组织和成分偏析起到均匀化作用，同时使合金元素固溶，但加热温度过高、加热时间过长会出现烧损、过热、过烧等问题。因此本发明中在加热步骤中设定加热温度为1200～1240℃，加热时间为190～400min。

进一步具体到粗轧步骤中，粗轧需要达到足够的变形量以保证奥氏体再结晶，细化奥氏体晶粒，防止出现混晶组织，粗轧除鳞可充分去除氧化铁皮，避免氧化铁皮压入造成的表面质量问题；若中间坯厚度太大，粗轧变形量可能不足，且精轧轧制负荷增大，若中间坯厚度太小，则精轧变形量可能不足。因此本发明中设定粗轧步骤中经过6道次粗轧，粗轧道次压下量≥19％，奇道次全长全数除鳞，中间坯厚度为55～57mm。

进一步具体到精轧步骤中，精轧后三机架基本处于奥氏体未再结晶区轧制，采用大的变形率，可将已经过在再结晶区轧制、有了一定程度细化的奥氏体晶粒压扁和拉长，增加单位体积中奥氏体的晶界面积，同时在晶内还会产生大量的变形带和高密度位错，从而提高铁素体形核率，使相变后得到细小的晶粒组织；精轧开轧温度太高，则精轧过程在奥氏体未再结晶区的变形量不足，不利于组织细化；开放机架间冷却水，可以提高精轧过程的带钢冷速，从而在保证精轧终轧温度的基础上提高轧制速度，缩小层流冷却段终冷温度与卷取温度的差异，保证产品性能；若终轧温度太低，则与开轧温度相差太大，使精轧过程冷速过快，且存在精轧后几机架在两相区轧制的风险，产品综合性能差；若终轧温度太高，则未再结晶区变形量不足，不利于最终组织细化。因此本发明中设定精轧步骤中经过7道次精轧，精轧后三机架压下率分别大于17％、13％和10％，投用≥3架机架间冷却水，精轧开轧温度≤1050℃，终轧温度为830～870℃。

具体到卷取步骤中，若卷取温度太低，则会因后续冷却过程的冷速太大从而导致异常组织产生；若卷取温度太高，则会使晶粒粗大从而导致成品综合性能变差。因此本发明中设定卷取温度为560～600℃。

具体到冷却步骤中，层流冷却段，采用前段冷却，可实现较大的过冷度从而使最终组织细化，同时有利于析出细小弥散的第二相、增强细晶强化和析出强化效果。因此本发明中在冷却步骤中采用前段冷却模式进行层流冷却。

实施例

为了进一步理解本发明，提供两组采用本发明所述510MPa级冷冲压用桥壳钢的成分及制备方法的实施例以及两组对比例进行对比说明，两组实施例和两组对比例的具体化学成分如表1所示。

表1实施例和对比例的化学成分/％

	C	Si	Mn	P	S	Cr	Nb	V	Ti	N	Als
												实施例1	0.06	0.06	1.13	0.016	0.002	//	0.019	//	0.015	0.004	0.035
实施例2	0.08	0.10	1.20	0.013	0.003	//	0.021	//	0.012	0.005	0.033
												对比例1	0.17	0.02	1.40	0.020	0.006	0.15	//	0.056	//	//	0.065
对比例2	0.13	0.25	1.42	0.015	0.006	//	0.015	//	0.028	//	0.028

实施例1的具体加工工艺为：按照表1的化学成分将冶炼得到的板坯进行加工，加热温度为1220℃，加热时间为230min；然后经过6道次粗轧，道次压下量≥19％，奇道次全长全数除鳞，中间坯厚度为56mm；再经过7道次精轧，后三机架压下率分别为18％、13％和10％，投用3架机架间冷却水，精轧开轧温度为1030～1040℃，终轧温度为840～870℃，卷取温度为580～600℃；轧后进行层流冷却，采用前段冷却模式。

实施例2的具体加工工艺为：按照表1的化学成分将冶炼得到的板坯进行加工，加热温度为1230℃，加热时间为200min；然后经过6道次粗轧，道次压下量≥19％，奇道次全长全数除鳞，中间坯厚度为56mm；再经过7道次精轧，后三机架压下率分别为17％、14％和10％，投用3架机架间冷却水，精轧开轧温度为1030～1050℃，终轧温度为830～860℃，卷取温度为560～590℃；轧后进行层流冷却，采用前段冷却模式。

对比例1的具体加工工艺为：按照表1的化学成分将冶炼得到的板坯进行加工，加热温度为1210℃，中间坯厚度为50mm；再经过7道次精轧，后三机架压下率分别为15％、18％和11％，，精轧终轧温度为840℃，卷取温度为612℃，轧后进行层流冷却，采用前段冷却模式。

对比例2的具体加工工艺为：按照表1的化学成分将冶炼得到的板坯进行加工，加热温度为1170℃，中间坯厚度为60mm，精轧开轧温度为959℃，终轧温度为805℃，轧后采用ACC半自动模式适量浇水进行冷却，控制返红温度为672℃。

对两组实施例和两组对比例制备所得成品进行性能测试，具体的力学性能和弯曲性能测试结果如表2所示。

表2实施例和对比例的性能测试结果

	厚度/mm	屈服强度/MPa	抗拉强度/MPa	断后伸长率/％	180°弯曲试验
						实施例1	10.0	415	532	29.0	D＝a合格
实施例2	14.0	405	528	29.5	D＝a合格
						对比例1	8.0	368	479	44.5	D＝2a合格
对比例2	16.0	375	552	27.0	//

注1：表2中D为弯曲压头直径，a为试样厚度。

根据表2所得两组实施例和两组对比例的性能测试结果可知，对比例1相较于两组实施例，其屈服强度和抗拉强度均降低，且对比例1中C含量高，材料可焊性降低，并添加了V元素，合金成本高；对比例2与两组实施例的强度和塑性基本相当，但对比例2中C、Mn元素添加量高，材料可焊性降低；两组实施例的合金成本都要要低于两组对比例的合金成本。

综上所述，本发明所公开的510MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法，通过合理的合金成分和生产工艺设计，实现了产品的高强度，良好的塑性和弯曲性能，以及优良的成形性能和焊接性能，产品的生产方法简单、合金成本低、综合性能优异，适用于汽车桥壳的冷冲压成形工艺，具有很好的应用前景。

Claims

1.510MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述桥壳钢按重量百分比计包括以下成分：C 0.05～0.10％、Si 0.05～0.20％、Mn 1.10～1.30％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb 0.015～0.030％、Ti 0.010～0.030％、N≤0.008％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述桥壳钢的碳当量CEV≤0.32％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.17％。

3.如权利要求1所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述桥壳钢的屈服强度≥345MPa，抗拉强度≥510MPa，断后伸长率≥24％，180°弯曲试验D＝a。

4.如权利要求1所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述桥壳钢的厚度为8.0～14.0mm。

5.510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，其特征在于：按照如权利要求1至4任意一项所述510MPa级冷冲压用桥壳钢的成分冶炼成板坯，然后依次进行热轧、卷取和冷却的步骤后得到成品。

6.如权利要求5所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述热轧步骤包括加热、粗轧和精轧。

7.如权利要求6所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述加热步骤中加热温度为1200～1240℃，加热时间为190～400min。

8.如权利要求6所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述粗轧步骤中经过6道次粗轧，道次压下量≥19％，奇道次全长全数除磷，中间坯厚度为55～57mm。

9.如权利要求6所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述精轧步骤中经过7道次精轧，后三机架压下率分别大于17％、13％和10％，投用≥3架机架间冷却水，精轧开轧温度≤1050℃，终轧温度为830～870℃。

10.如权利要求5所述的510MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述卷取步骤中卷取温度为560～600℃；所述冷却步骤中采用前段冷却模式进行层流冷却。