一种热冲压后屈服强度600MPa级的钢材料及其制造方法与流程

本发明涉及一种钢材料及其制造方法，尤其涉及屈服强度较高的钢材料及其制造方法。

背景技术：

桥壳作为汽车关键承载部件，对安全性有较高要求，需要满足严格的构件疲劳性能。近年来，随着我国环保政策的加严，对卡车超载治理力度的加大，桥壳轻量化的需求逐渐增加，越来越多的用户提出研发专用的高强度桥壳用钢产品。

目前市场上有日本的shp45、gw3300和德国的tl-vw1114ti、tl-vw1128、tl-vw1206、tl-vw1490等桥壳专用钢牌号。而我国一直缺乏专用的桥壳钢产品。譬如，目前我国热冲压桥壳钢主要是16mn、q345c、q420c、q460c等普通c-mn结构钢，然而，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，而欧洲重型车桥多采用屈服强度460-600mpa的高强钢，因而，使得我国重型商用车车桥比欧洲主流商用车车桥重10-15％。

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，通过准确控制v和n元素的含量，并结合控轧控冷，生产出600mpa级汽车桥壳用热轧带钢。

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加热后冲压、焊接桥壳用的600mpa级热冲压成型性能优良的钢板及其制造方法，通过添加nb、v等保证钢的高温性能的元素，降低了c、si等影响冲压性能的元素含量，通过ti、al等固氮元素的配合，从根本上保证了钢板具有良好的成型性的同时高温强度提高、低温韧性优异、焊接性能改善，疲劳强度显著提高，延长构件的疲劳寿命50％以上。

目前，多数桥壳的热冲压工艺生产为：钢板等离子下料-加热-热冲压-上下半桥壳焊接-焊接轴头-焊接附件。这导致国内桥壳用钢经热冲压后强度普遍下降到450mpa以下。

基于此，期望获得一种钢材料，其可以在热冲压后达到屈服强度600mpa，从而可以很好地适用于热成形重卡桥壳钢生产。

技术实现要素：

本发明的目的之一在于提供一种热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料，该钢材料可以在热冲压后达到屈服强度600mpa，从而可以很好地适用于热成形重卡桥壳钢生产。

为了实现上述目的，本发明提出了一种热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料，其化学元素质量百分比为：

c0.11～0.23％，si0.20～0.80％，mn1.20～1.90％，ti0.010～0.060％，mo0.1～0.6％，b0.0015～0.0030％，al0.005～0.015％，ca0.001～0.004％，n0.001～0.004％，余量为fe及其他不可避免的杂质。

在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，各化学元素的设计原理如下所述：

c：在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，c起到固溶强化和析出强化作用，质量百分比在0.11％以上的碳含量可以提高下贝氏体中的强度，同时多余的碳与fe反应形成弥散分布的fe3c，起到析出强化作用。而当c的质量百分比高于0.23％时，则不利于钢板的焊接性。因此，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中将c的质量百分比控制在0.11～0.23％。

si：在本发明所述的技术方案中，质量百分比在0.20％以上的si可以抑制渗碳体在高温析出，有利于下贝氏体的形成，同时使渗碳体下贝氏体中形成细小的渗碳体颗粒，提高下贝氏体的强度。然而，si的质量百分比太高时，恶化钢板的焊接性能。基于此，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中将si的质量百分比控制在0.20～0.80％。

mn：在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，质量百分比在1.20％以上的mn元素有利于促进形成下贝氏体，同时对下贝氏体组织起到一定的固溶强化作用。此外，较高的mn元素有利于钢板热冲压时形成较细的铁素体或贝氏体组织，提高热冲压后钢板的强度。然而，mn含量太高时，恶化钢板的焊接性能，因此，在本发明所述的技术方案中，控制mn的质量百分比在1.20～1.90％。

ti：在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，微量的ti元素在钢板生产过程中与c反应形成直径几纳米到几十纳米的tic颗粒，产生析出强化作用。此外，在热冲压加热阶段tic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。ti元素太高时，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，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中控制ti的质量百分比在0.010～0.060％。

mo：在本发明所述的技术方案中，在钢板轧后或热冲压后冷却阶段，一定的mo元素通过抑制碳的扩散，促进贝氏体的形成，提高钢板的强度。然而，mo元素的质量百分比太高时会恶化钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中控制mo的质量百分比在0.1～0.6％。

b：在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，微量的b可以促进贝氏体的形成，b元素太高时容易产生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铁素体或贝氏体。提高钢板的强度。基于此，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中控制b的质量百分比在0.0015～0.0030％。

al：在本发明所述的技术方案中，al作为重要的脱氧剂，通常需要添加一定量的al。但是在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，因而，对al的氧化物链状夹杂需要进行专门控制，因此，在本发明所述的技术方案中将al的含量控制在极低的范围，即在0.005～0.015％。需要指出的是，在本发明所述的技术方案中，主要靠si进行脱氧。

ca：在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，超过0.001％的微量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；ca的质量百分比超过0.004％容易形成尺寸较大的ca的化合物，反而会恶化韧性。基于此，本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中控制ca的质量百分比在0.001～0.004％。

n：在本发明所述的技术方案中，将n的质量百分比控制在较窄的范围，这是因为微量的n元素在较窄的范围时，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的质量百分比太高时，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，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料控制n的质量百分比在0.001～0.004％。

综上所述，通过上述的各个化学元素的设计，使得本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料可以实现900mpa屈服强度级别，并且具有较高的塑性，而在热冲压后屈服强度可以达到600mpa级。

进一步地，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，各化学元素成分还满足：ti/n≥5和/或1.0≤ca/s≤3.0。

上述方案中，通过控制ti/n≥5，可以保留足够的ti元素，使其与c反应形成tic析出强化。而通过控制1.0≤ca/s≤3.0，可以使钢种的硫化物球化，改善钢的低温韧性和疲劳性能。

进一步地，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，在其他不可避免的杂质中，满足下列各项的至少其中之一：p≤0.015％，s≤0.0020％，o≤0.003％。

上述方案中，p作为杂质元素，容易产生冷脆问题，因此，应当尽可能控制其含量越低越好，在本发明所述的技术方案中，控制p的质量百分比在p≤0.015％。

此外，由于s容易与mn反应产生mns夹杂，考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，因此，可以在炼钢环节进行深脱硫处理，将s的质量百分比控制在≤0.0020％。

另外，由于o容易与al反应产生al2o3链状夹杂，考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，因此，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中控制o的质量百分比在o≤0.003％。

进一步地，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，其微观组织为板条状下贝氏体+珠光体，其中珠光体不聚集，呈细小弥散分布。

上述方案中，板条状下贝氏体具有较高的强度，配合本案的较高的碳含量设计，可以实现本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的屈服强度≥900mpa。而为了保证本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料具有较高的冲击韧性和塑性，本案的微观组织中可以具有弥散分布的珠光体。

进一步地，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，钢材料的屈服强度≥900mpa，抗拉强度≥950mpa，延伸率a50≥23％，-20℃冲击功≥60j。

进一步地，在本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料中，钢材料在830℃-900℃的热冲压步骤后，屈服强度≥600mpa，延伸率a50≥26％，-20℃冲击功≥80j。

相应地，本发明的另一目的还在于提供上述的钢材料的制造方法，通过该制造方法可以获得热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料，该钢材料可以在热冲压后达到屈服强度600mpa，从而可以很好地适用于热成形重卡桥壳钢生产。

为了达到上述发明目的，本发明还提出了上述的钢材料的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)轧制；

(4)冷却：轧后将钢板以40-60℃/s的速度冷却至400～500℃，然后卷取或空冷至室温。

需要说明的是，在本发明所述的制造方法的步骤(4)中，控制轧后将钢板以40-60℃/s的速度冷却至400～500℃，，是为了抑制冷却过程中形成铁素体组织，以控制形成板条状下贝氏体组织+弥散的珠光体组织。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将铸坯加热到1180～1270℃，保温时间≥1.5h。

上述方案中，在步骤(2)中，控制加热温度大于1180℃、心部保温时间>1.5h可以保证合金元素充分固溶，但是，若加热温度超过1270℃时，奥氏体晶粒过度长大，则会引起晶间结合力减弱，在轧制时容易产生裂纹。另外，加热温度超过1270℃容易引起钢坯表面脱碳，对成品力学性能造成影响。因此，控制铸坯的加热温度在1180～1270℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，采用单机架往复轧制或多机架热连轧将铸坯轧至目标厚度，轧制最后一道次的轧制压下率≥15％。

上述方案中，提高轧制最后一道次的压下率＞15％，可以使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。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制终轧温度为830～900℃。

上述方案中，将轧制温度控制在830～900℃之间，一方面可以使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，另一方面，若轧制温度太低，容易发生铁素体的高温相变，降低钢的强度。并且若轧制温度太高，奥氏体中积累的变形发生回复，不利于细化相变后的组织。因此，在本发明所述的技术方案中，控制轧制温度再830～900℃之间。

本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

与现有技术相比，本发明所述的钢材料通过控制mn、mo、b元素的含量，并结合控轧控冷，得到所需要的微观组织，使得最终的钢材料在热冲压后得到铁素体+贝氏体组织，从而提高强度。通过对合金元素的控制，以及在一些优选的实施方式中，对ti/n和ca/s的控制，进一步提高了本案的钢材料的塑性和疲劳性能，使得本案的钢材料十分适合用于制造商用车桥壳。

此外，本发明所述的制造方结合热冲压桥壳钢对强度、冲击、焊接等方面的严格要求，采用专门的合金设计，通过控制轧制，并在中低温终冷，最终获得900mpa屈服强度级别的同时，实现了较高的塑性的钢材料，并且该钢材料低温冲击性能和焊接性能良好。该钢材料在830-900℃热冲压空冷至室温后，屈服强度≥600mpa，延伸率a50≥26％，-20℃冲击功在80j以上。

附图说明

图1为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的实施例1的金相组织图。

图2为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的实施例3的金相组织图。

图3为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的实施例1热冲压成桥壳后的金相组织图。

图4为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的实施例3热冲压成桥壳后的金相组织图。

具体实施方式

下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6

上述实施例1-6的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料采用以下步骤制得：

(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造，其中，冶炼时可以采用转炉或电路炼钢，并炉外精炼(rh+lf)，冶炼的钢水可以铸造成200mm厚的钢坯。

(2)铸坯加热到1180～1270℃，保温时间≥1.5h。

(3)轧制：采用单机架往复轧制或多机架热连轧将铸坯轧至目标厚度(例如12mm)的钢板，轧制最后一道次的轧制压下率≥15％，控制终轧温度为830～900℃。

(4)冷却：轧后将钢板以40-60℃/s的速度冷却至400～500℃，然后卷取或空冷至室温。

表1列出了实施例1-6的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的各化学元素的质量百分配比。

表1.(wt％，余量为fe和除了p、s以及o以外的其他杂质)

表2列出了实施例1-6的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的具体工艺参数。

表2.

对本发明的实施例1-6的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料进行性能测试，测试结果如下表3所示。

表3.

注：-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。

从表3可以看出，本案各个实施例的钢材料的屈服强度≥900mpa，抗拉强度≥950mpa，延伸率a50≥23％，-20℃冲击功≥60j，也就是说，通过本案的制造方法最终获得的钢材料可以达到900mpa屈服强度级别的同时，实现了较高的塑性，并且该钢材料低温冲击性能和焊接性能良好。

随后将本案各实施例的钢材料经感应加热加热到830-900℃温度范围内，经热冲压、空冷至室温后取桥壳两端平行段测试纵向拉伸性能和纵向冲击性能，结果如表4所示。

表4.

注：-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。

由表4可以看出，本案各实施例的钢材料在830℃-900℃的热冲压步骤后，屈服强度≥600mpa，延伸率a50≥26％，-20℃冲击功≥80j，也就是说，本案各实施例的钢材料在经过热冲压后不仅屈服强度达到了600mpa级，且具有良好的塑性和低温冲击韧性。

图1为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的实施例1的金相组织图。图2为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级的钢材料的实施例3的金相组织图。

如图1和图2所示，本案实施例1和实施例3的热冲压后屈服强度600级的钢材料的金相组织为板条状下贝氏体+珠光体，其中珠光体不聚集，呈细小弥散分布，其中，板条状下贝氏体具有较高的强度，配合本案的较高的碳含量设计，可以实现本案的钢材料的屈服强度≥900mpa，而弥散分布的珠光体则保证了本案的钢材料具有较高的冲击韧性和塑性。

图3为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级钢材料的实施例1热冲压成桥壳后的金相组织图。图4为本发明所述的热冲压后屈服强度600mpa级钢材料的实施例3热冲压成桥壳后的金相组织图。

如图3和图4所示，本案的钢材料经热冲压并空冷至室温后的金相组织为铁素体和贝氏体混合组织，这保证了本案的钢材料在热冲压后屈服强度达到600mpa以上，同时具有良好的塑性和低温冲击韧性，非常适合热冲压桥壳的高强减重使用。

综上所述可以看出，与现有技术相比，本发明所述的钢材料通过控制mn、mo、b元素的含量，并结合控轧控冷，得到所需要的微观组织，使得最终的钢材料在热冲压后得到铁素体+贝氏体组织，从而提高强度。通过对合金元素的控制，以及在一些优选的实施方式中，对ti/n和ca/s的控制，进一步提高了本案的钢材料的塑性和疲劳性能，使得本案的钢材料十分适合用于制造商用车桥壳。

此外，本发明所述的制造方结合热冲压桥壳钢对强度、冲击、焊接等方面的严格要求，采用专门的合金设计，通过控制轧制，并在中低温终冷，最终获得900mpa屈服强度级别的同时，实现了较高的塑性的钢材料，并且该钢材料低温冲击性能和焊接性能良好。该钢材料在830-900℃热冲压空冷至室温后，屈服强度≥600mpa，延伸率a50≥26％，-20℃冲击功在80j以上。

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。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。