一种易焊接800mpa级热连轧桥壳钢及生产方法
技术领域
1.本发明涉及一种800mpa级热轧钢及生产方法，确切地属于易焊接800mpa级热连轧桥壳钢及生产方法。


背景技术：

2.汽车桥壳用钢作为商业用汽车三大总成之一底盘系统的重要组成部分，目前钢板用量占整体汽车钢板用量的4％左右，驱动桥壳应具有足够的强度和刚度，同时还应具有良好的韧性以及疲劳寿命。载重汽车车桥大多采用钢板经冷冲压或热冲压成形后焊接处理，因此要求钢板具有良好冲压成形性能和较高伸长率的同时还需要具有良好的焊接性能。
3.国内桥壳生产多使用代用钢种主要是16mn、q345c、q420c、q460c等普通c-mn结构钢，存在成形性能差、废品率高、产品质量不稳定等问题。2016年国家制定下发了专用桥壳钢标准gb/t 33166《汽车桥壳用热轧钢板和钢带》；国外桥壳钢均有专用牌号，如：日本的saph440、shp45、gw3300等，德国的tl-vw 1114ti、tl-vw 1128、tl-vw 1206、tl-vw 1490等。目前桥壳钢标准的强度均最高到q460级别，无更高牌号标准。
4.中国专利公开号为cn104213019a的文献，公开了“一种600mpa级汽车桥壳钢及其生产方法”的文献。在该专利文献所公开的技术方案中，化学成分以质量百分比计含有c：0.21％-0.26％；si：0.51％-0.6％；mn：1.1％～1.5％；al：0.01％～0.06％；p：≤0.02％；s：≤0.01％；v：0.05％-0.06％；n：0.012％-0.016％；其余为fe及不可避免杂质，其中，v：n≤5：1。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。但其存在：c含量偏高，焊接性能较差；si含量较高，钢板表面易出现“虎皮纹”质量缺陷，汽车桥壳制造过程易出现较多质量问题。
5.中国专利公开号为cn105239013a的文献，公开了“一种冷加工成形用桥壳钢及其制造方法”的文献。在该专利文献所公开的技术方案中，化学成分以质量百分比计含有c:0.08～0.18％，si:0.10～0.45％，mn：1.2～2.5％，ti:0.01～0.05％，al:0.02～0.35％，p:≤0.02％，s:≤0.010％，v:0.02～0.10％，nb:0.015～0.10％，cr:0.02～0.5％，其余为fe及不可避免的杂质。实现了降低成本的同时保证了冷加工成形用桥壳钢的焊接性能，最终获得600mpa级汽车桥壳钢板。其c、si含量虽然不高，但ti含量要求0.01～0.05％的区间，钢中“有效钛”含量易产生波动，会造成钢板力学性能出现较大波动；其cr含量要求0.02～0.5％，会致成本较高；由于金相组织为铁素体+珠光体，在冷冲压变形中易出现工件开裂现象。
6.中国专利公开号为cn111074148a的文献，公开了“一种800mpa级热冲压桥壳钢及其制造方法”的文献。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。其制造方法包括步骤：(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。其存在：c含量偏高，焊接性能较
差；轧制工艺复杂，钢板性能不均匀、内应力大；仅适合热成形加工，当为冷成形加工时易开裂。
7.从上述现有技术来看，桥壳钢领域存在强度低、热连轧设备要求高、冷成形性能差等技术难题，不能适用于更高端汽车及汽车轻量化的要求。


技术实现要素：

8.本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种抗拉强度可以达到800mpa以上，且钢板的生产设备要求低，钢板的焊接性能、塑性优良，适合用于更高端汽车的热连轧桥壳钢及生产方法。
9.实现上述目的的措施：
10.一种易焊接800mpa级热连轧桥壳钢，其化学成分及重量百分比含量为：c：0.04～0.07％，si：0.15～0.35％，mn：1.75～2.0％，p≤0.015％，s≤0.005％，als：0.01～0.05％，nb：0.04～0.08％，ti：0.005～0.025％，mo：0.16～0.40％，b：0.0005～0.0020％，n≤0.007％，其余为fe及杂质；上述元素同时需满足如下关系式：cev：0.40～0.50％，cev＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(ni+cu)/15；金相组织为先共析铁素体及粒状贝氏体。
11.优选地：所述nb的重量百分比含量在0.046～0.076％。
12.优选地：所述ti的重量百分比含量在0.007～0.021％。
13.优选地：所述mo的重量百分比含量在0.259～0.317％。
14.优选地：所述b的重量百分比含量在0.0007～0.002％。
15.生产一种易焊接800mpa级热连轧桥壳钢的方法，其步骤：
16.1)经冶炼及浇注成坯后对铸坯加热：控制第二加热段及均热末段温度均在1200～1250℃，其加热及均热时间均不低于50min，总在炉时间控制在不低于130min；
17.2)进行粗轧，并控制粗轧出口温度在990～1105℃；
18.3)进行精轧，控制精轧开轧温度在900～1000℃，轧制速度在3～5m/s，精轧终轧温度800～850℃；
19.4)进行冷却：精轧结束后先空冷15～30s；再直接用后段层流方式进行冷却，在层流冷却速度为10～20℃/s下冷却至卷取温度；
20.5)进行卷取，控制卷取温度在520～600℃。
21.优选地：所述粗轧出口温度在1033～1081℃。
22.优选地：所述精轧终轧温度在815～831℃。
23.优选地：所述精轧结束后空冷时间在15～25s。
24.优选地：所述卷取温度在535～585℃。
25.本发明中各元素及主要工艺的作用及机理
26.c:c起固溶强化作用。在本发明中，当c含量降到0.05％以下时，钢在经过高温奥氏体化以及热变形后的冷却过程中，不再发生奥氏体向铁素体与渗碳体的两相分解，因此钢中得到的贝氏体一般无法区分上、下贝氏体，针状(或板条状)铁素体内及层间均没有连续碳化物，这种形态贝氏体的韧性极佳。大幅度降低碳含量后，钢种的可焊性极佳，可以保证在寒冷地区施工时不用预处理和后处理。但在大生产实际操作中，即使转炉终点c含量可以控制较低，但是在加入合金时，尤其是mn-fe合金时会带入一定的c，使c含量提高，如果加入
金属锰，则成本偏高。综合考虑，c重量百分含量为0.04～0.07％为宜。
27.si：si是炼钢脱氧的必要元素，具有一定的固溶强化作用。在本发明中，当低于0.05％时，难于获得充分的脱氧效果；超过0.6％时，钢的清洁度下降，韧性降低，可焊性差，综合考虑，si重量百分含量为0.15～0.35％为宜。
28.mn：mn是提高强度和韧性的有效元素，对贝氏体转变有较大的促进作用，在低碳条件下效果更为显著，而且成本低廉。但当mn含量高于所限定的上限时，会导致钢板严重的中心偏析，综合考虑，mn重量百分含量为1.75～2.0％为宜。
29.al：al是脱氧元素，可作为aln形成元素，有效地细化晶粒。在本发明中，其含量不足0.01％时，效果不明显；当超过0.07％时，则脱氧作用达到饱和；再高则对母材及焊接热影响区韧性有害，综合考虑，als在重量百分含量为0.01～0.06％为宜。
30.nb和b：nb和b原子能固溶在奥氏体基体内，由于尺寸效应，都趋向于偏聚在晶界上，这种偏聚会阻碍奥氏体变形后再结晶新晶界的运动，而且微量的nb会与c、n、b形成nb(c,n,b)化物，在热变形后，这类化合物在奥氏体中会通过应变诱导析出在位错线上，从而明显地阻碍变形后再结晶晶界的运动，减慢再结晶速度，使含nb+b的超低碳贝氏体钢再结晶停止温度升高到950℃。而且这样可以极大的细化晶粒。在高温变形后的冷却过程中，nb和b原子在晶界的偏聚会极大的阻碍新相在晶界处形核，从而使先共析铁素体生成区右移，保证能在很宽的冷速范围内得到均匀的贝氏体组织。另外在进一步冷却和相转变后，将形成质点大小约10nm左右的nb(c,n,b)化合物，起到强化作用。综合考虑，nb重量百分含量为0.04～0.08％为宜，优选地nb的重量百分比含量在0.051～0.076％；b重量百分含量为0.0005～0.0020％为宜，优选地b的重量百分比含量在0.0007～0.002％。
31.ti：ti在钢中能够产生微钛效应，结合钢中氮、氧生成弥散的氮化钛和氧化钛微粒，一方面保护了钢中加入的硼，一方面形成的氮化钛微粒起到弥散强化的作用，综合考虑，ti重量百分含量为0.005～0.025％为宜，优选地ti的重量百分比含量在0.007～0.021％。
32.mo能强烈阻碍先共析铁素体的析出和长大过程，促进高密度位错亚结构的针状铁素体的形成；另外，mo能提高nb的碳氮化物在奥氏体中的溶度积，使大量的nb保持在固溶体中，以便在低温转变的铁素体中弥散析出，产生较高的沉淀强化效果，但mo的价格昂贵，综合考虑，mo重量百分含量为0.16～0.40％为宜，优选地mo的重量百分比含量在0.259～0.317％。
33.p、s是钢中有害的杂质元素，钢中p易在钢中形成偏析，降低钢的韧性和焊接性能，s易形成塑性硫化物，使钢板产生分层，恶化钢板性能，故p、s含量越低越好，综合考虑，将钢的p、s含量为p≤0.015％，s≤0.005％。
34.本发明之所以控制第二加热段及均热末段温度均在1200～1250℃，其加热及均热时间均不低于50min，总在炉时间控制在不低于130min，是为了保证合金元素完全固溶及充分奥氏体化，加热温度在1250℃以内能保证原始奥氏体晶粒在一定尺寸以内。
35.本发明之所以控制粗轧出口温度在990～1105℃，是为了控制再结晶区温度，从而得到一定程度细化的奥氏体晶粒。
36.本发明之所以控制精轧开轧温度在900～1000℃，轧制速度在3～5m/s，精轧终轧温度800～850℃，是为了控制在未再结晶区轧制以获得较细的晶粒组织，并降低精轧负荷，
保证塑性变形的均匀性，促使轧后钢板内应力更加均匀，得到更好的轧后板形。
37.本发明之所以精轧结束后空冷15～30s，直接用后段层流方式进行冷却，其在层流冷却速度为10～20℃/s下冷却至卷取温度。是由于前段不冷有利于奥氏体向铁素体相变，形成一定比例的铁素体软相组织，后段层流冷却至贝氏体相变温度区间，有利于得到以板条状贝氏体为主及粒状贝氏体金相组织，最终得到塑性与强度具佳的f+b的双相组织。
38.本发明之所以控制卷取温度在520～600℃，是由于温度低于600℃能抑制铁素体继续相变，避免强度性能不足，而高于520℃利于得到以板条状贝氏体为主及粒状贝氏体组织。
39.本发明与现有技术相比，其屈服强度不低于600mpa，抗拉强度不低于800mpa，屈强比不超过80％，伸长率a不低于20％即塑性好，且钢板的轧制设备要求低即仅需后段层流冷却即可，不需要超快冷设备；其卷取温度高，一般卷取设备都能适用；钢板的焊接性能优良即碳当量低，其适合用于更高端汽车及汽车轻量化的要求。
附图说明
40.图1为本发明的金相组织图；
41.图2为本发明的焊缝金相组织图；
42.图3为本发明的过热区金相组织图。
具体实施方式
43.下面对本发明予以详细描述：
44.表1为本发明各实施例与对比例的组分取值列表；
45.表2为本发明各实施例与对比例工艺参数取值；
46.表3为本发明各实施例与对比例性能检测结果列表。
47.本发明各实施例均按以下步骤生产：
48.1)经冶炼及浇注成坯后对铸坯加热：控制第二加热段及均热末段温度均在1200～1250℃，其加热及均热时间均不低于50min，总在炉时间控制在不低于130min；
49.2)进行粗轧，并控制粗轧出口温度在990～1105℃；
50.3)进行精轧，控制精轧开轧温度在900～1000℃，轧制速度在3～5m/s，精轧终轧温度800～850℃；
51.4)进行冷却：精轧结束后先空冷15～30s；再直接用后段层流方式进行冷却，在层流冷却速度为10～20℃/s下冷却至卷取温度；
52.5)进行卷取，控制卷取温度在520～600℃。
53.表1本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表(wt％)
[0054][0055]
表2本发明各实施例与对比例工艺参数取值
[0056][0057]
续表2
[0058]
[0059][0060]
表4本发明各实施例与对比例性能检测结果列表
[0061][0062]
注：表3是根据gb/t228和gb/t231国家标准测试的。
[0063]
可见，从表3可以看出，本发明实施例屈强比低，伸长率高，冷弯性能更优，而对比例中屈强比高，伸长率低，冷弯性能不能满足d＝2a，180
°
合格，说明本发明冷成形性能更加优异。
[0064]
以上实施例仅为最佳例举，并非为本发明技术方案的全部。