一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法
阅读：910发布：2020-05-08
专利汇可以提供一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种800MPa级 热 冲压 桥壳 钢 ，其化学元素 质量 百分比为：C：0.15～0.21％，Si：0.30～0.80％，Mn：1.75～2.10％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.020～0.060％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.001％，N：0.001～0.004％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。此外，本发明还公开了一种上述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法，其包括步骤：(1) 冶炼 和 铸造 ；(2)加热；(3) 轧制 ：控制最后一道次轧制的压下率>15％；终轧 温度 为820～900℃；(4)冷却：轧后分三段冷却。，下面是一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C：0.15～0.21％，Si：0.30～0.80％，Mn：1.75～2.10％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.020～0.060％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.001％，N：0.001～
0.004％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，所述其他不可避免的杂质满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％，S≤0.0020％，O≤0.003％。
3.如权利要求1所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，各相关元素还满足：Ti/N≥5。
4.如权利要求1所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，其微观组织为铁素体+细密的下贝氏体，其中铁素体的相比例为5-10％。
5.如权利要求4所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，下贝氏体板条的宽度在
300nm以下。
6.如权利要求4所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，所述铁素体中形成有纳米级的TiC相间析出物，铁素体中70％以上的TiC相间析出物的颗粒直径在30nm以下。
7.如权利要求1所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，其屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率A50≥22％，-20℃冲击功≥60J。
8.如权利要求1所述的800MPa级热冲压桥壳钢，其特征在于，其各类非金属夹杂物的等级在1.0级以下，所有非金属夹杂物评级总和控制在3.0以下，并且其不具有长条形夹杂物。
9.如权利要求1-8中任意一项所述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法，其包括步骤：
(5)冶炼和铸造；
(6)加热；
(7)轧制：控制最后一道次轧制的压下率>15％；终轧温度为820～900℃；
(8)冷却：轧后分三段冷却，首先将钢板以80～200℃/s的速度冷却至680～730℃，空冷
5-7s；然后将钢板以30～70℃/s的速度冷却至360～450℃；然后卷取或空冷至室温。
10.如权利要求9所述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中：将铸坯在1180～1270℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h。
一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种钢种及其制造方法，尤其涉及一种桥壳钢及其制造方法。
背景技术
[0003] 目前国内一直缺乏专用的桥壳钢产品，我国热冲压桥壳钢主要为16Mn、Q345C、Q420C、Q460C等普通C-Mn结构钢，此类C-Mn钢热冲压后强度进一步下降，例如Q460C热冲压后屈服强度下降到400MPa左右。
[0004] 公开号为CN104213019A，公开日为2014年12月17日，名称为“一种600MPa级汽车桥壳钢及其生产方法”的中国专利文献公开了一种600MPa级汽车桥壳钢及其生产方法。在该专利文献所公开的技术方案中，其通过控制V和N元素的含量的同时，控轧控冷，最终获得600MPa级汽车桥壳用热轧带钢。
[0005] 公开号为CN103422020A，公开日为2013年12月4日，名称为“一种冲焊桥壳用钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种冲焊桥壳用钢板及其制造方法。在该专利文献所公开的技术方案中，其综合通过添加Nb、V等元素提高热冲压后的钢板强度，并通过对Ti、Al等元素的综合控制，提高钢板热冲压后的低温韧性和疲劳性能，最终得到600MPa级强度钢板。
[0006] 基于此，期望获得一种强度较高的桥壳钢，其可以达到800MPa强度级别，同时钢板的塑性和疲劳性能也表现良好，从而更适合用于制造车桥壳。
发明内容
[0007] 本发明的目的之一在于提供一种800MPa级热冲压桥壳钢，其可以达到800MPa强度级别，同时该800MPa级热冲压桥壳钢的塑性和疲劳性能也表现良好，非常适合用于制造车桥壳。
[0008] 为了实现上述目的，本发明提出了一种800MPa级热冲压桥壳钢，其化学元素质量百分比为：
[0009] C：0.15～0.21％，Si：0.30～0.80％，Mn：1.75～2.10％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.020～0.060％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.001％，N：
0.001～0.004％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
0.001～0.004％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
[0010] 本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中的各化学元素的设计原理如下所述：
[0011] C：在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，碳起到固溶强化作用，添加C可以提高下贝氏体的强度，此外，C还可以在桥壳热冲压空冷过程中与Fe发生反应，形成弥散分布的Fe3C，从而提高热冲压后钢板的强度。但是C的质量百分比过高，则不利于钢板的焊接性。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，控制C的质量百分比在0.15～0.21％。
[0012] Si：在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，Si可以抑制渗碳体在高温下的析出，从而有利于下贝氏体的形成，同时Si还可以使得钢板中形成细小的渗碳体颗粒，以提高下贝氏体的强度。然而，过高含量的Si则不利于钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的技术方案中控制Si的质量百分比在0.30～0.80％。
[0013] Mn：对于本发明所述的技术方案中，由于添加一定含量Mn元素有利于促进形成下贝氏体，并且Mn可以对下贝氏体组织起到一定的固溶强化作用。此外，添加Mn元素还有利于在钢板热冲压时形成较细的铁素体或贝氏体，从而有利于提高热冲压后钢板的强度。然而，过高含量的Mn不利于钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中Mn的质量百分比为1.75～2.10％。
[0014] Nb：对于本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢而言，其在控轧控冷阶段阶段，钢板中的微量的Nb与C反应形成细小的NbC颗粒，有利于细化钢板组织，同时还可以提高钢板的强度、塑性和韧性。此外，NbC在下贝氏体组织中析出，可以产生较强的析出强化作用。另外，在热冲压加热阶段NbC还可以细化奥氏体晶粒，提高桥壳钢板热冲压后的强度。然而，Nb元素含量太高时，NbC颗粒较大，抑制奥氏体晶粒长大的效果反而弱化。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中Nb的质量百分比控制在0.015～0.040％。
[0015] Ti：在本发明所述的技术方案中，Ti元素在钢板轧制后奥氏体向铁素体相变过程中会与C反应形成直径几纳米到几十纳米的TiC颗粒，从而产生析出强化作用，尤其是在680～730℃范围内可以产生更细的相间析出。此外，在热冲压加热阶段TiC细小颗粒可以抑制奥氏体晶粒的长大，进而细化热冲压后的组织，提高桥壳钢板热冲压后的强度。然而Ti元素含量太高时，容易与N反应形成微米级立方体型TiN大颗粒，恶化钢板的韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中Ti的质量百分比控制在0.020～0.060％。
[0016] B：在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，微量的B可以促进贝氏体的形成，然而，B元素含量太高时容易产生B脆问题，恶化钢板的冲击韧性。此外，在桥壳热冲压阶段，微量的B元素有利于促进形成较细的贝氏体，提高钢板的强度。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中B的质量百分比控制在0.0015～0.0030％。
[0017] Al：对于本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢而言，Al作为重要的脱氧剂，通常加入0.02％以上的Al。然而，考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，需要对Al的氧化物链状夹杂进行控制，因此，将Al含量控制在较低的范围。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中Al的质量百分比控制在0.005～0.015％。
[0018] Ca：对于本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢而言，微量的Ca元素可以在钢冶炼过程中的起到净化剂作用，改善钢的韧性和疲劳性能；同时，Ca处理可以改善MnS夹杂的形状，防止形成长条形的MnS夹杂物。然而，Ca含量超过0.001％容易形成尺寸较大的Ca的化合物，反而会恶化韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中Ca的质量百分比控制在0.0004～0.001％。
[0019] N：对于本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢而言，本案需要将N元素控制在较窄的范围。微量的N元素可以与Ti反应形成TiN颗粒，在焊接和热冲压时，可以有效抑制奥氏体晶粒的长大，细化焊接热影响区和热冲压后的组织，提高热影响区和热冲压钢板的强度、低温韧性和疲劳性能。然而，N含量太高时，形成的TiN颗粒太大，反而会恶化钢板低温韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中N的质量百分比控制在0.001～0.004％。
[0020] 需要说明的是，在本发明所述的技术方案中，其他不可避免的杂质元素包括P、S和O。P、S和O都属于钢材料中不可避免的有害杂质元素，不利于钢性能，例如P作为杂质元素容易产生冷脆问题；S容易与Mn反应产生MnS夹杂，不利于钢中疲劳性能；O容易与Al反应产生Al3O链状夹杂，不利于钢中疲劳性能。因此，在钢中P、S以及O的含量需要越低越好，但是考虑到钢铁冶炼成本的经济性，因而，对于上述不可避免的杂质元素的质量百分比控制在一定的适当范围，当不可避免的杂质元素控制在该适当范围内时，可以将不可避免的杂质元素的有害作用降至最低，从而不会对钢性能产生明显不利影响。
[0021] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，所述其他不可避免的杂质满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％，S≤0.0020％，O≤0.003％。
[0022] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，各相关元素还满足：Ti/N≥5，这是由于通过将Ti/N控制在≥5时，有利于保留足够Ti元素与C发生反应形成TiC析出强化。
[0023] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，其微观组织为铁素体+细密的下贝氏体，其中铁素体的相比例为5-10％。
[0024] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，下贝氏体板条的宽度在300nm以下。
[0025] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，所述铁素体中形成有纳米级的TiC相间析出物，铁素体中70％以上的TiC相间析出物的颗粒直径在30nm以下。这是对于本案而言，析出物的颗粒越细，则析出强化效果越好。
[0026] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，其屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率A50≥22％，-20℃冲击功≥60J。
[0027] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢中，其各类非金属夹杂物的等级在1.0级以下，所有非金属夹杂物评级总和控制在3.0以下，并且其不具有长条形夹杂物。
[0028] 在上述方案中，考虑到桥壳钢对疲劳性能的要求，因而，可以将非金属夹杂物评级控制在不大于1.0级，所有非金属夹杂物评级综合控制在3.0级以下，同时抑制长条形夹杂物的形成，以提高本案所述的800MPa级热冲压桥壳钢的性能。
[0029] 相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法，通过该制造方法获得的800MPa级热冲压桥壳钢，其可以达到800MPa强度级别，同时该800MPa级热冲压桥壳钢的塑性和疲劳性能也表现良好，非常适合用于制造车桥壳。
[0030] 为了实现上述目的，本发明提出了一种上述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法，其包括步骤：
[0031] (1)冶炼和铸造；
[0032] (2)加热；
[0033] (3)轧制：控制最后一道次轧制的压下率>15％；终轧温度为820～900℃；
[0034] (4)冷却：轧后分三段冷却，首先将钢板以80～200℃/s的速度冷却至680～730℃，空冷5-7s；然后将钢板以30～70℃/s的速度冷却至360～450℃；然后卷取或空冷至室温。
[0035] 在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法中，所述制造方法通过分段冷却控制配合中温卷取可以得到少量的铁素体+细密的下贝氏体组织，以使得最终获得的钢板屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率A50≥22％，-20℃冲击功在60J以上。
[0036] 其中，在步骤(3)中将控制最后一道次轧制的压下率>15％；终轧温度为820～900℃，是为了可以使得奥氏体往贝氏体相变前积累足够多的变形，促进形成较细的贝氏体组织。轧制温度太低，容易发生铁素体的高温相变，降低钢的强度；轧制温度太高，奥氏体中积累的变形发生回复，不利于细化相变后的组织。
[0037] 而在步骤(4)中，首先将钢板以80～200℃/s的冷速冷至680～730℃，是为了快速冷却到铁素体形成温度区间，空冷5-7s，形成相比例为5-10％的铁素体。在680-730℃的高温下，使得奥氏体向铁素体相变时会产生细密的TiC颗粒相间析出。然后将钢板以30～70℃/s的冷速快速冷至360～450℃的较低温度，然后卷取或空冷至室温，在上述步骤中，快速冷却是为了抑制铁素体继续相变，冷却至360～450℃卷取或空冷是为了形成细密的下贝氏体组织，同时在较低的温度保温有利于抑制析出物颗粒继续长大。
[0038] 进一步地，在本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法中，在步骤(2)中：将铸坯在1180～1270℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h。
[0039] 上述方案中，将将铸坯在1180～1270℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h，是为了保证合金元素充分固溶。而加热温度超过1270℃时奥氏体晶粒过度长大，引起晶间结合力减弱，在轧制时容易产生裂纹；此外，加热温度超过1270℃容易引起钢坯表面脱碳，对最终钢的力学性能造成不良影响。
[0040] 本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法的优点及有益效果如下所述：
[0041] 本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢在强度、冲击、疲劳、焊接等方面表现均较为优异，其通过合理优化的合金设计，对影响疲劳的夹杂物进行控制，例如在控制轧制，分段冷却，以及在中温范围卷取或空冷至室温，以控制形成需要的铁素体+细密的下贝氏体，并且有利于铁素体中形成纳米级的析出物颗粒，最终使得本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢在实现800MPa屈服强度级别的同时，实现了较高的塑性，即A50≥22％，并且其低温冲击性能和焊接性能良好。
[0042] 另外，由于本发明所述的800MPa级热冲压桥壳钢对可能影响钢板疲劳性能的成分和夹杂物进行专门控制，有利于提高钢板的疲劳性能，在进行桥壳热冲压过程中有利于抑制奥氏体的长大并细化最终组织，从而实现钢板热冲压后具有较高的强度。
[0044] 图1为实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的金相组织图。
[0045] 图2为实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢的金相组织图。
[0046] 图3为实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的扫描金相组织图。
[0047] 图4为实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢的扫描金相组织图。
[0048] 图5示意性显示实施例1的800MPa级热冲压桥壳钢的典型夹杂物尺寸、形貌和分布。
[0049] 图6示意性显示实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的典型夹杂物尺寸、形貌和分布。
[0050] 图7示意性显示实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢的典型夹杂物尺寸、形貌和分布。
[0051] 图8示意性显示实施例4的800MPa级热冲压桥壳钢的典型夹杂物尺寸、形貌和分布。
具体实施方式
[0053] 实施例1-6
[0054] 表1列出了实施例1-6的800MPa级热冲压桥壳钢中各化学元素的质量百分比。
[0055] 表1.(wt％，余量为Fe和除P、S以及O以外的不可避免的杂质)
[0056]
[0057] 实施例1-6的800MPa级热冲压桥壳钢采用下述步骤制得(具体工艺参数参见表2)：
[0059] (2)加热：将铸坯在1180～1270℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h。；
[0060] (3)轧制：控制最后一道次轧制的压下率>15％；终轧温度为820～900℃[0061] (4)冷却：轧后分三段冷却，首先将钢板以80～200℃/s的速度冷却至680～730℃，空冷5-7s；然后将钢板以30～70℃/s的速度冷却至360～450℃；然后卷取或空冷至室温。
[0062] 表2列出了实施例1-6的800MPa级热冲压桥壳钢的制造方法的具体工艺参数。
[0063] 表2.
[0064]
[0065] 对实施例1-6的800MPa级热冲压桥壳钢进行了性能测试，测试结果列于表3中。
[0066] 表3.
[0067]
[0068] 注：表3中的-20℃冲击功试验结果中三列分别代表三个平行试样的测试结果[0069] 由表3可以看出，实施例1-6的800MPa级热冲压桥壳钢，其屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率A50≥22％，-20℃冲击功≥60J。由此说明，本案各实施例的800MPa级热冲压桥壳钢可以达到800MPa强度级别，同时该800MPa级热冲压桥壳钢的塑性和疲劳性能也表现良好，非常适合用于制造车桥壳。
[0070] 图1为实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的金相组织图。图2为实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢的金相组织图。
[0071] 结合图1和图2可以看出，本案实施例2和3的800MPa级热冲压桥壳钢的微观组织为铁素体+细密的下贝氏体，其中铁素体的相比例为5-10％。
[0072] 图3为实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的扫描金相组织图。图4为实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢的扫描金相组织图。
[0073] 结合图3和图4可以看出，本案实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的铁素体中形成有纳米级的TiC相间析出物，其中铁素体中70％以上的TiC相间析出物的颗粒直径在30nm以下，而在实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢中析出有下贝氏体，下贝氏体板条宽度在300nm以下。
[0074] 此外，由于夹杂物对于钢板性能具有一定影响，因而，对本案实施例1-4的夹杂物进行了测试，所得到的结果显示于图5至图8以及表4中。其中，图5示意性显示实施例1的800MPa级热冲压桥壳钢的夹杂物尺寸、形貌和分布。图6示意性显示实施例2的800MPa级热冲压桥壳钢的夹杂物尺寸、形貌和分布。图7示意性显示实施例3的800MPa级热冲压桥壳钢的夹杂物尺寸、形貌和分布。图8示意性显示实施例4的800MPa级热冲压桥壳钢的夹杂物尺寸、形貌和分布。
[0075] 表4列出了实施例1-6的800MPa级热冲压桥壳钢的非金属夹杂物评级结果。各类夹杂物的定义和评级方法参照国家标准《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》(GB/T10561-2005)。
[0076] 表4.
[0077]
[0078]
[0079] 结合图5至图8以及表4可以看出，在本案实施例1-6的的800MPa级热冲压桥壳钢中，其各类非金属夹杂物的等级在1.0级以下，所有非金属夹杂物评级总和控制在3.0以下，并且其不具有长条形夹杂物。
[0080] 综上所述可以看出，本案所述的800MPa级热冲压桥壳钢通过合理优化的合金元素设计，并控制各合金元素间的比例以及夹杂物水平，同时配合工艺控轧控冷，从而获得了所需要的微观组织结构，得到了少量的铁素体+细密的下贝氏体，同时在在铁素体中形成大量的纳米级TiC颗粒，以使得最终的800MPa级热冲压桥壳钢可以达到800MPa以上的屈服强度，并兼具有良好的塑性、低温韧性和疲劳性能，十分适合热冲压桥壳的高强减重使用。
[0081] 需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
[0083] 还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。
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