590MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法

摘要

本发明公开了一种590MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法，属于热连轧板带生产技术领域。590MPa级冷冲压用桥壳钢，其化学成分按质量百分比为：C0.06‑0.10％，Si0.05‑0.10％，Mn1.50‑1.70％，P≤0.020％，S≤0.008％，Nb0.030‑0.040％，Ti0.025‑0.035％，N≤0.006％，Als0.015‑0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。其制备方法为按照590MPa级冷冲压用桥壳钢的化学成分冶炼成板坯，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、卷取和冷却后，得到590MPa级冷冲压用桥壳钢。本发明的产品生产方法简单、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，可有效解决现有高强桥壳钢的生产成本较高的问题。

权利要求

1.590MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于，其化学成分按质量百分比为：C 0.06‑

0.10%，Si 0.05‑0.10%，Mn 1.50‑1.70%，P≤0.020%，S≤0.008%，Nb 0.030‑0.040%，Ti 

0.025‑0.035%，N≤0.006%，Als 0.015‑0.050%，余量为Fe及不可避免的杂质；

所述590MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法为：按照590MPa级冷冲压用桥壳钢的化学成分冶炼成板坯，所述化学成分按质量百分比为C 0.06‑0.10%，Si 0.05‑0.10%，Mn 1.50‑

1.70%，P≤0.020%，S≤0.008%，Nb 0.030‑0.040%，Ti 0.025‑0.035%，N≤0.006%，Als 

0.015‑0.050%，余量为Fe及不可避免的杂质；将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、卷取和冷却后，得到590MPa级冷冲压用桥壳钢；

所述加热，控制加热温度为1200‑1240℃，加热时间为190‑400min；

所述粗轧采用6道次轧制，控制每道次压下量≥19%，奇道次全长全数除鳞；

所述精轧采用7道次轧制，控制精轧开轧温度≤1050℃，终轧温度850‑890℃，控制后三机架压下率分别≥15%、≥12%和≥10%；

所述590MPa级冷冲压用桥壳钢的半尺寸V型缺口‑35℃冲击值≥60J，零件垂直弯曲疲劳寿命≥80万次。

2.根据权利要求1所述的590MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述590MPa级冷冲压用桥壳钢的碳当量CEV≤0.38%，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.19%。

3.根据权利要求1所述的590MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述590MPa级冷冲压用桥壳钢的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20%，180°弯曲试验D=2a。

4.根据权利要求1所述的590MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述卷取温度为550‑

590℃。

5.根据权利要求1所述的590MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述冷却采用前段冷却模式进行层流冷却，冷却速率为30‑50℃/s。

6.根据权利要求1所述的590MPa级冷冲压用桥壳钢，其特征在于：所述粗轧后板坯厚度为42‑44mm，所述590MPa级冷冲压用桥壳钢厚度为3‑8mm。

说明书

590MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于热连轧板带生产技术领域，涉及一种590MPa级冷冲压用桥壳钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 桥壳是汽车底盘系统的主要构件之一，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。

[0003] 2020年10月20日CN111793774A公开了一种620MPa级汽车桥壳冷冲压钢板及其制备方法，其中钢板的化学成分按如下质量分数配置：C≤0.10％，Si≤0.45％，Mn≤1.60％，P≤0.010％，S≤0.005％，V≤0.060％，Nb≤0.060％，Als≤0.035％，余量为Fe。该发明产品抗拉强度≥620MPa，但添加了较高含量的V元素，合金成本高。

[0004] 2018年12月28日CN109097702A公开了一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法，该钢的化学成分及重量百分比如下：C0.04‑0.07％，Si0.05‑0.15％，Mn1.30‑1.60％，P≤0.013％，S≤0.004％，Nb0.045‑0.070％，Ti0.010‑0.020％，N≤0.003％，Alt0.010‑0.030％，O0.001～0.002％，且Ti‑2×O‑3.4×N＜0.007，其余为Fe及不可避免的杂质。该发明钢的抗拉强度≥600MPa，通过严格的化学成分和控轧控冷工艺控制，实现了良好的疲劳性能和焊接性能，但是增加了生产控制难度。

发明内容

[0005] 本发明所要解决的技术问题是现有高强桥壳钢的生产成本较高的问题。

[0006] 本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：590MPa级冷冲压用桥壳钢，其化学成分按质量百分比为：C0.06‑0.10％，Si0.05‑0.10％，Mn1.50‑1.70％，P≤0.020％，S≤0.008％，Nb0.030‑0.040％，Ti0.025‑0.035％，N≤0.006％，Als0.015‑0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0007] 上述590MPa级冷冲压用桥壳钢的碳当量CEV≤0.38％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.19％。

[0008] 上述590MPa级冷冲压用桥壳钢的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20％，180°弯曲试验D＝2a，半尺寸V型缺口‑35℃冲击值≥60J，零件垂直弯曲疲劳寿命≥80万次。

[0009] 上述590MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法：按照590MPa级冷冲压用桥壳钢的化学成分冶炼成板坯，所述化学成分按质量百分比为C0.06‑0.10％，Si0.05‑0.10％，Mn1.50‑1.70％，P≤0.020％，S≤0.008％，Nb0.030‑0.040％，Ti0.025‑0.035％，N≤0.006％，Als0.015‑0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质；将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、卷取和冷却后，得到590MPa级冷冲压用桥壳钢。

[0010] 上述加热，控制加热温度为1200‑1240℃，加热时间为190‑400min。

[0011] 上述粗轧采用6道次轧制，控制每道次压下量≥19％，奇道次全长全数除鳞。

[0012] 上述精轧采用7道次轧制，控制精轧开轧温度≤1050℃，终轧温度850‑890℃，控制后三机架压下率分别≥15％、≥12％和≥10％。

[0013] 上述卷取温度为550‑590℃。

[0014] 上述冷却采用前段冷却模式进行层流冷却，冷却速率为30‑50℃/s。

[0015] 上述粗轧后板坯厚度为42‑44mm，所述590MPa级冷冲压用桥壳钢厚度为3‑8mm。

[0016] 一种桥壳，由590MPa级冷冲压用桥壳钢制成。

[0017] 本发明的有益效果是：本发明590MPa级冷冲压用桥壳钢设计的化学成分，通过添加一定量的Nb、Ti元素达到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。

[0018] 采用本发明设计的成分及其制备方法制备的590MPa级冷冲压用桥壳钢的碳当量CEV≤0.38％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.19％，屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20％，180°弯曲试验D＝2a，半尺寸V型缺口‑35℃冲击值≥60J，零件垂直弯曲疲劳寿命≥80万次。本发明设计的成分及其制备方法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、焊接性能和疲劳性能，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。

附图说明

[0019] 图1为本发明实施例1制备的590MPa级冷冲压用桥壳钢典型的金相组织。

具体实施方式

[0020] 本发明的技术方案，具体可以按照以下方式实施。

[0021] 590MPa级冷冲压用桥壳钢，其化学成分按质量百分比为：C0.06‑0.10％，Si0.05‑0.10％，Mn1.50‑1.70％，P≤0.020％，S≤0.008％，Nb0.030‑0.040％，Ti0.025‑0.035％，N≤0.006％，Als0.015‑0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0022] 本发明590MPa级冷冲压用桥壳钢成分设计的理由如下：

[0023] C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；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，在钢板中心偏析，对塑性、韧性、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，因此本发明设计C0.06‑0.10％。

[0024] 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，因此本发明设计Si0.05‑0.10％。

[0025] 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；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，降低钢的焊接性能，因此本发明设计Mn1.50‑1.70％。

[0026] 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，因此本发明设计P≤0.020％，S≤0.008％。

[0027] Nb能钉扎奥氏体晶界从而阻止晶粒长大，最终细化晶粒，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，因此本发明设计Nb0.030‑0.040％。

[0028] 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，因此本发明设计Ti0.025‑0.035％，N≤0.006％。

[0029] 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，因此本发明设计Als0.015‑0.050％。

[0030] 所述590MPa级冷冲压用桥壳钢的碳当量CEV≤0.38％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.19％，屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20％，180°弯曲试验D＝2a，半尺寸V型缺口‑35℃冲击值≥60J，零件垂直弯曲疲劳寿命≥80万次。

[0031] 上述590MPa级冷冲压用桥壳钢的制备方法：按照590MPa级冷冲压用桥壳钢的化学成分冶炼成板坯，所述化学成分按质量百分比为C0.06‑0.10％，Si0.05‑0.10％，Mn1.50‑1.70％，P≤0.020％，S≤0.008％，Nb0.030‑0.040％，Ti0.025‑0.035％，N≤0.006％，Als0.015‑0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质；将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、卷取和冷却后，得到590MPa级冷冲压用桥壳钢。

[0032] 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，因此优选的是，上述加热，控制加热温度为1200‑1240℃，加热时间为190‑400min。

[0033] 为了保证奥氏体再结晶，细化奥氏体晶粒，防止出现混晶组织；为了充分去除氧化铁皮，避免氧化铁皮压入造成的表面质量问题；同时为了减小精轧轧制负荷，因此优选的是，上述粗轧采用6道次轧制，控制每道次压下量≥19％，奇道次全长全数除鳞，粗轧后板坯厚度为42‑44mm。

[0034] 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；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，因此优选的是，上述精轧采用7道次轧制，控制精轧开轧温度≤1050℃，终轧温度850‑890℃。

[0035] 为了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，因此优选的是，控制后三机架压下率分别≥15％、≥12％和≥10％。

[0036] 卷取温度太低，则在层流冷却过程的冷速太大从而导致异常组织产生，卷取温度太高，使晶粒粗大从而导致成品综合性能变差，因此优选的是，上述卷取温度为550‑590℃。

[0037] 为了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，因此优选的是，上述冷却采用前段冷却模式进行层流冷却，冷却速率为30‑50℃/s。

[0038] 所述590MPa级冷冲压用桥壳钢厚度为3‑8mm。

[0039] 一种桥壳，由590MPa级冷冲压用桥壳钢制成。

[0040] 下面通过实际的例子对本发明的技术方案和效果做进一步的说明。

[0041] 实施例

[0042] 本发明提供一组采用本发明设计成分及制备方法的实施例，提供两组对比例。实施例1和对比例1‑2的化学成分如表1所示。

[0043] 表1实施例和对比例化学成分/％

[0044]

[0045] 实施例1和对比例1‑2的具体制备方法如下所示：

[0046] 实施例1：按表1数据冶炼得到板坯，将板坯进行加工，具体为：加热温度为1210℃，加热时间为210min；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43mm；再经过7道次精轧，后三机架压下率分别为17％、13％和10％，精轧开轧温度1020℃，终轧温度860℃，卷取温度565℃；轧后进行层流冷却，采用前段冷却模式，冷却速率为40℃/s。

[0047] 图1为实施例1制备得到的590MPa级冷冲压用桥壳钢典型的金相组织图，由图可知：金相组织为铁素体+珠光体，组织均匀细小，有利于提高产品综合性能，说明控轧控冷工艺匹配性良好。

[0048] 对比例1：按表1数据冶炼得到板坯，冶炼过程采用RH工序并进行Si‑Ca处理，控制连铸拉速1.4m/min，连铸水量4678L/min，投用电磁搅拌；再将得到的板坯进行加工，具体为：加热温度为1205℃，精轧终轧温度850℃，卷取温度595℃，轧后进行层流冷却，采用前段冷却，且为间拔式冷却，水冷冷速为100℃/s。

[0049] 对比例2：按表1数据冶炼得到板坯，将冶炼得到的板坯进行加工，具体为：粗轧开轧温度1020℃，精轧开轧温度945℃，终轧温度890℃，精轧阶段压下量≥60％，轧后不控冷，空冷到室温。

[0050] 将实施例1和对比例1、2制备得到的冷冲压用桥壳钢进行性能测试，力学性能、弯曲性能和疲劳性能的测试结果如表2所示，冲击性能的测试结果如表3所示。

[0051] 表2实施例和对比例力学性能、弯曲性能和疲劳性能

[0052]

[0053] 表3实施例和对比例冲击性能

[0054]

[0055] 由表2可知，其中实施例1的抗拉强度更高，弯曲性能良好，疲劳性能与对比例1相当，冲击韧性略低于对比例2。但对比例1中Mn和Nb含量高，并且要严格控制Ti、N和O元素，冶炼工序难度大、成本高；而对比例2中C、Si、Mn含量高，降低了材料可焊性，同时添加了较高含量的V元素，大大增加了合金成本。

[0056] 由表3可知，本发明实施例1制备得到的590MPa级冷冲压用桥壳钢，冲击性能优异。

[0057] 由实施例和对比例可知，本发明开发了一种590MPa级冷冲压用桥壳钢，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、焊接性能和疲劳性能，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。