一种热冲压用600MPa级汽车桥壳用钢及其生产方法与流程

一种热冲压用600mpa级汽车桥壳用钢及其生产方法
技术领域
1.本发明涉及金属材料领域，尤其涉及一种热冲压用600mpa级汽车桥壳用钢及其生产方法。主要适用于制造热冲压用汽车桥壳用钢。


背景技术：

2.汽车桥壳是汽车行驶系统的主要构件之一，它支撑车架及车架后部分各总成的重量，同时它保护传动系统中各部件。在桥壳行业制造领域，有冲焊桥壳与铸造桥壳两种截然不同的产品制造方法。随着桥壳制造技术的发展和汽车减重节能的需要，特别是对于载重汽车驱动的桥壳，已经使用12～16mm厚度的热连轧钢板制作冲焊桥壳，取代了制作工艺复杂、生产效率偏低、笨重、成本较高的铸造桥壳。
3.公告号为cn 102383032 b的中国专利申请公开了12吨级车桥桥壳用钢的生产方法，是利用普通c-mn成分体系设计添加一定量的nb生产出的热轧钢板。但该钢板抗拉强度最高为625mpa，不符合高强成形汽车零件的要求。
4.公告号为cn 102383034 b的中国专利申请公开了13吨级车桥桥壳用钢的生产方法，利用普通c-mn成分体系设计添加一定量的铌、钛，通过碳、锰元素的固溶强化及铌元素和钛元素的细晶强化来提高强度生产出的热轧钢板。但该钢板抗拉强度最高为685mpa，不符合高强成形汽车零件的要求。
5.公告号为cn 103805862 b的中国专利申请公开了车桥桥壳用钢及其制备方法，是利用普通c-mn成分体系设计和添加了多种微合金元素，生产的热轧钢板后续需要调制热处理，生产成本高。但该钢板抗拉强度最高为610mpa，不能满足高强成形汽车零件的要求。
6.公布号为cn 106480367a的中国专利申请公开了一种高强度冷成型汽车桥壳用钢的生产方法，是利用普通c-mn成分体系设计添加一定量的铌、钒、钛通过碳、锰元素的固溶强化及铌、钒、钛元素的细晶强化来提高强度生产出的热轧钢板，但该钢板抗拉强度最高为642mpa，不符合高强成形汽车零件的要求。


技术实现要素：

7.本发明的目的在于提供一种热冲压用600mpa级汽车桥壳用钢及其生产方法，钢板屈服强度≥600mpa、抗拉强度≥780mpa，横向伸长率a
50
≥28％，并且在700℃-740℃、保温40s-60s，热冲压后空冷至室温，汽车桥壳的屈服强度≥625mpa、抗拉强度≥750mpa，横向伸长率a
50
≥24％，-40℃横向冲击功≥75j。
8.为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：
9.一种热冲压用600mpa级汽车桥壳用钢，钢中化学成分按重量百分比计为：c 0.240％～0.335％、si 0.08％～0.65％、mn 1.75％～2.25％、al 0.010％～0.065％、nb 0.046％～0.085％、ti 0.052％～0.102％、v 0.054％～0.102％、cr 0.10％～0.46％、mo 0.12％～0.26％、b 0.0014％～0.0035％、稀土元素la ce 0.033％～0.042％、ca 0.0014％～0.0050％、并限制p≤0.010％、s≤0.005％、n≤0.003％，余量为fe和不可避免
的杂质。
10.c：碳是钢中最主要的固溶强化元素，是钢材强度的保证。考虑到后续需要热冲压成形，保证热冲压后的强度，碳含量过低，钢板热冲压后强度达不到预期目标。同时，碳元素的提高，有利于增加钢的淬透性，本发明中碳的最优范围为0.240-0.335％。
11.si：硅是固溶强化元素，可以通过固溶强化作用提高钢板的强度。同时还具有提高钢板的淬透性作用，然而，钢中过高的硅会影响热轧表面质量，出现大量氧化铁皮。本发明中硅的含量为0.08-0.65％。
12.mn：锰在钢中可以形成置换固溶体，起到较强的固溶强化作用，使屈服强度和抗拉强度线性增加，该元素含量在一定的范围内增加钢强度的同时几乎不降低钢的塑性和韧性，同时也可以提高钢的淬透性，但锰含量过高，可使钢的碳当量增加，并且会在冶炼及热轧过程中恶化钢板组织均匀性，易于使组织中出现严重的带状组织缺陷。因此，选定锰含量为1.75-2.25％。
13.p：磷可以提高α相的形成温度，扩大形成α相的温度范围。但磷含量过多，会使钢板的加工性恶化，为了得到较高的延伸率，因此将其上限定为0.010％。
14.s：硫通过形成mns等硫化物夹杂，成为裂纹的起点而使加工性能恶化，因此含量越少越好，将其上限定为0.005％。
15.al：是钢中常用的脱氧剂，在冶炼过程中起到脱氧定氮作用，并能有效提高钢板抗氧化性能，但铝过多会导致大量的铝系夹杂，钢中加入少量的al，可以形成aln析出，起到一定的细化晶粒作用，因此，本发明中将al含量限定在0.010-0.065％。
16.nb：铌在钢中主要起细晶强化、析出强化等作用。在高温时，铌以固溶状态存在于奥氏体中，能够抑制奥氏体晶粒长大及热变形过程中静态和动态再结晶，并提高再结晶终止温度，可使终轧温度提高；同时，铌的碳氮化物析出也可延迟再结晶，阻止奥氏体晶粒长大，具有明显细晶强化和析出强化效果，能够有效降低钢板带状组织等级，提高冲击性能，因此本发明中nb含量的最优范围在0.046-0.085％之间。
17.ti：钛能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶、阻止奥氏体晶粒长大、提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时改善钢的强度和韧性，而且，ti是强碳、氮化物形成元素，能够与碳、氮结合形成稳定细小的碳、氮化物，起到显著的析出强化作用，因此本发明中ti含量的最优范围在0.052-0.102％之间。
18.v：钒具有显著的析出强化和细晶强化的作用，钒的作用主要通过与碳、氮形成析出物来实现，尤其与氮形成的vn析出能够很大程度提高钢板的强度，且可以抑制bn析出，避免因b析出导致的强度降低。除此以外，v的加入还可与h结合，提高钢板抗延迟断裂能力，本发明中v添加量为0.054-0.102％。
19.cr：是碳化物形成元素，可推迟珠光体转变，提高钢的淬透性。从而有利于贝氏体组织的形成，并细化组织，起到强化效果。铬含量过高，会使材料的加工、成型性变差。含铬量的选择原则是促进贝氏体的形成，因此本发明的铬含量的选择在0.10-0.46％。
20.mo：钼是碳化物形成元素，能够提高钢板强度和韧性，mo能够显著提高奥氏体稳定性，增加钢材淬透性，因此本发明的mo含量的选择在0.12-0.26％。
21.b：硼元素能显著提高钢的淬透性，当b含量高于0.0050％，过剩的b与钢中的n形成b的化合物，降低钢板的性能，因此本发明硼含量范围为0.0014-0.0035％。
22.re：稀土具有强的脱氧、脱硫能力，形成的球状硫化物或硫氧化物取代了长条状硫化锰夹杂，可提高钢板的塑性和各向异性，稀土能够提高钢板的疲劳性能，改善钢板的焊接性能，稀土与钢中其它杂质元素具有强的亲和力，可降低钢中的硫、氧、磷、氢等元素含量，消除其有害作用。因此本发明将稀土(la ce)含量限定在0.033-0.042％。
23.ca：钙可改变钢种硫化物(mns)的形态，防止形成长条形的mns夹杂物，提高钢板的塑性、韧性和疲劳性能。因此本发明将ca含量控制在0.0014-0.0050％。
24.n：对于含b钢，n的含量越低越好，但过低会导致生产困难，增加成本，因此本发明中n含量≤0.003％。
25.钢中组织铁素体体积百分比20％～30％、珠光体体积百分比50％～60％、贝氏体体积百分比10％～20％。
26.钢板屈服强度≥600mpa、抗拉强度≥780mpa，横向伸长率a
50
≥28％。
27.钢板凸度控制精度为
±
45μm，平直度控制在20i以内，厚度控制精度为
±
45μm。
28.成品钢板厚度为12～18mm。
29.一种热冲压用600mpa级汽车桥壳用钢生产的汽车桥壳，在700℃～740℃保温40s～60s，空冷至室温后，汽车桥壳的屈服强度≥625mpa、抗拉强度≥750mpa，横向伸长率a
50
≥24％，-40℃横向冲击功≥75j的热轧板。
30.一种热冲压用600mpa级汽车桥壳用钢的生产方法，具体方法包括：
31.1)冶炼工艺：采用rh lf工艺，严格控制h、o含量，h≤0.0002％，o≤0.0015％，在精炼工序进行钙处理，保证w(ca)/w(al)＝0.09-0.14，连铸过程中投入电磁搅拌和轻压下技术，铸坯拉速≤1.1m/min；铸坯下线后进行堆垛缓冷。
32.2)加热工艺：将(160-240)mm厚
×
(1510～1910)mm宽的连铸板坯直接热送热装到步进式加热炉内加热，热装温度＞700℃，预热段以750～950℃的炉气温度进行高温快速预热，预热时间20～35min，加热1段、加热2段的温度分别控制在1000～1200℃、1230～1260℃，加热1段和加热2段的总时间20～25min，均热段的温度1240～1260℃，均热时间110～165min，炉膛压力在动态中始终控制在微正压状态，正压力值控制在4～16pa；降低氧化烧损。适当的加热温度和合适的保温时间使板坯中合金元素完全固溶、板坯成分均匀，并起到控制原始奥氏体晶粒尺寸及节约能源等作用。
33.3)轧制工艺：粗轧采用3 3模式的轧制工艺，(r1采用3道次轧制，r2采用3道次轧制)共6道次轧制和4道次除鳞工艺，第一架r1粗轧机在1、3道次除鳞，除鳞箱上下2排喷水集管同时开启，高压水出口压力为18～25mpa，第二架r2粗轧机在4、6道次除鳞，除鳞箱上下2排喷水集管同时开启，高压水出口压力为20～32mpa，粗轧出口温度为1080～1130℃，中间坯厚度50～65mm，宽度1510～1910mm，中间坯进热轧精轧机组前采用保温罩保温，减轻中间坯在延迟辊道上的温降和头尾及板宽方向的温差，精轧为n机架连续轧制，5≤n≤8，精轧前高压水除鳞，精轧入口温度不高于1060℃，终轧温度为800-920℃，精轧采用大张力轧制，保证精轧机f(n-4)与精轧机f(n-3)机架间张力控制在7～20n/mm2，精轧机f(n-3)与精轧机f(n-2)机架间张力控制在8～22n/mm2，精轧机f(n-2)与精轧机f(n-1)机架间张力控制在6～20n/mm2，精轧机f(n-1)与精轧机f(n)机架间张力控制在6～20n/mm2，同时，f(n-1)、f(n)机架采用高水压20～32mpa除鳞，其余机架间冷却水全部开启。
34.4)冷却工艺：终轧后采用前段快速连续层流冷却，冷却速率≥100℃/s；连续的层
流冷却工艺使铁素体大量快速的析出，在抑制晶粒长大同时，还使铁素体的含量得到了保证，从而使得铁素体晶粒细化。
35.5)卷取温度：卷取温度为580～600℃。卷取温度过高导致钢板强度不足，过低会使延伸率降低，在温度范围，可以保证钢板卷取后第二相粒子的充分析出，同时塑性良好。
36.与现有技术相比，本发明的有益效果是：
37.1)ti的加入能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶、阻止奥氏体晶粒长大、提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时改善钢的强度和韧性，而且，ti是强碳、氮化物形成元素，能够与碳、氮结合形成稳定细小的碳、氮化物，起到显著的析出强化作用；
38.2)nb的加入能够抑制奥氏体晶粒长大及热变形过程中静态和动态再结晶，并提高再结晶终止温度，可使终轧温度提高；同时，铌的碳氮化物析出也可延迟再结晶，阻止奥氏体晶粒长大，具有明显细晶强化和析出强化效果，能够有效降低钢板带状组织等级，提高冲击性能；
39.3)钒具有显著的析出强化和细晶强化的作用，尤其与氮形成的vn析出能够很大程度提高钢板的强度，且可以抑制bn析出，避免因b析出导致的强度降低。除此以外，v的加入还可与h结合，提高钢板抗延迟断裂能力；
40.4)cr是碳化物形成元素，可推迟珠光体转变，提高钢的淬透性。从而有利于贝氏体组织的形成，并细化组织，起到强化效果；
41.5)mo的加入能够提高钢板强度和韧性，mo能够显著提高奥氏体稳定性，增加钢材淬透性；
42.6)re的加稀土具有强的脱氧、脱硫能力，形成的球状硫化物或硫氧化物取代了长条状硫化锰夹杂，可提高钢板的塑性和各向异性，稀土能够提高钢板的疲劳性能，改善钢板的焊接性能；
43.7)ca的加入可改变钢种硫化物的形态，提高钢板的塑性、韧性和疲劳性能；
44.8)轧后采用前段快速连续冷却工艺，避免了钢板中带状组织的产生；
45.9)本发明具有优异的力学性能，屈服强度≥600mpa、抗拉强度≥780mpa，横向伸长率a
50
≥28％，并且在700℃-740℃，保温40s-60s，热冲压后空冷至室温，汽车桥壳的屈服强度≥625mpa、抗拉强度≥750mpa，横向伸长率a
50
≥24％，-40℃冲击功≥75j。
具体实施方式
46.通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。
47.本发明的加热、轧制及热处理的工艺过程如下：
48.将(160-240)mm厚
×
(1510～1910)mm宽的连铸板坯直接热送热装到步进式加热炉内加热，热装温度＞700℃，预热段以750～950℃的炉气温度进行高温快速预热，预热时间20～35min，加热1段、加热2段的温度分别控制在1000～1200℃、1230～1260℃，加热1段和加热2段的总时间20～25min，均热段的温度1240～1260℃，均热时间110～165min，粗轧采用3 3模式的轧制工艺，(r1采用3道次轧制，r2采用3道次轧制)共6道次轧制和4道次除鳞工艺，第一架r1粗轧机在1、3道次除鳞，除鳞箱上下2排喷水集管同时开启，高压水出口压力为18～25mpa，第二架r2粗轧机在4、6道次除鳞，除鳞箱上下2排喷水集管同时开启，高压水出
口压力为20～32mpa，粗轧出口温度为1080～1130℃，中间坯厚度50～65mm，宽度1510～1910mm，中间坯进热轧精轧机组前采用保温罩保温，减轻中间坯在延迟辊道上的温降和头尾及板宽方向的温差，精轧为n机架(5≤n≤8)连续轧制，精轧前高压水除鳞，精轧入口温度不高于1060℃，终轧温度为800～920℃，精轧采用大张力轧制，保证精轧机f(n-4)与精轧机f(n-3)机架间张力控制在7～20n/mm2，精轧机f(n-3)与精轧机f(n-2)机架间张力控制在8～22n/mm2，精轧机f(n-2)与精轧机f(n-1)机架间张力控制在6～20n/mm2，精轧机f(n-1)与精轧机f(n)机架间张力控制在6～20n/mm2，同时，f(n-1)、f(n)机架采用高水压20～32mpa除鳞，其余机架间冷却水全部开启；钢板凸度控制精度为
±
45μm，平直度控制在20i以内，厚度控制精度为
±
45μm，成品厚度为12～18mm，终轧后采用前段快速连续层流冷却，冷却速率≥100℃/s，卷取温度为580～600℃。
49.本发明的6个实施例的具体成分见表1、温度制度见表2、精轧张力控制参数见表3、钢板的性能见表4、组织体积百分比见表5、热冲压后性能见表6。
50.表1本发明实施例的化学成分(wt，％)
[0051][0052][0053]
表2本发明实施例的热轧温度制度
[0054][0055]
表3本发明实施例精轧张力控制参数(n取5)
[0056][0057]
表4本发明实施例的力学性能参数
[0058][0059]
表5本发明实施例中组织体积百分比
[0060][0061][0062]
表6本发明实施例中热冲压后汽车桥壳性能
[0063]