一种汽车空心稳定杆用钢及其制备方法

技术领域

本申请涉及热轧带钢生产工艺技术领域，尤其涉及一种汽车空心稳定杆用钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车行业的发展，汽车工业对汽车轻量化和节能减排要求越来越高，采用超高强钢是汽车工业发展的必然要求。空心稳定杆作为乘用车关键核心零部件，其功能是防止车辆在转弯时发生过大的横向侧倾，尽量使车身保持平衡，以减少汽车横向侧倾程度，改善平顺性。汽车稳定杆原使用棒材，为满足汽车轻量化的减重需求，采用质量更轻、应力更高的空心稳定杆逐渐用来替代传统的实心稳定杆，在保证产品高强度的同时，还可以有效地降低车身的质量，实现单个零件质量有效降低20％～30％。空心稳定杆用钢一般采用C-Mn-B钢，经高频焊接后的钢管冷拔、正火、成型、淬火+低温回火后制作的空心稳定杆具有成型性好、质量轻、强度高等优点。

目前，这种经过成型后再热处理的钢最终获得的性能取决于热处理后所获得的组织，同时，脱碳层、夹杂物、晶间氧化等均影响最终零件的寿命。因此亟需开发一种优异疲劳性能的汽车空心稳定杆用钢。

发明内容

本申请提供了一种汽车空心稳定杆用钢及其制备方法，以解决现有汽车空心稳定杆用钢疲劳性能较差的技术问题。

第一方面，本申请提供了一种汽车空心稳定杆用钢的制备方法，所述方法包括：

对具有设定化学成分的钢水进行连铸，得到铸坯；其中，控制所述铸坯的氧含量；

在设定时间的条件下，对所述铸坯进行加热；

分阶段对加热后的所述铸坯进行轧制，并控制所述轧制的终轧温度，得到热轧板；

对所述热轧板进行冷却，以使冷却后的所述热轧板具有第一温度，后进行卷取，得到汽车空心稳定杆用钢。

可选的，所述设定化学成分包括：

C、Si、Mn、P、S、Ti、B、Cr、Nb、V、REM、N以及Fe；其中，

C的含量为0.24～0.40重量％，Si的含量为0.10～0.25重量％，Mn的含量为1.1～1.4重量％，P的含量为≤0.015重量％，S的含量为≤0.003重量％，Ti的含量为0.01～0.05重量％，B的含量为0.0010～0.0050重量％，Cr的含量为0.10～0.30重量％，Nb的含量为0.01～0.05重量％，V的含量为0.01～0.06重量％，REM的含量为0.001～0.01重量％，N的含量为≤0.004重量％。

可选的，所述铸坯的氧含量为≤20ppm。

可选的，所述在设定时间的条件下，对所述铸坯进行加热，包括：

在设定时间的条件下，对所述铸坯进行加热，以使所述铸坯具有第二温度；其中，所述第二温度为1180～1260℃。

可选的，所述设定时间为≥180min。

可选的，所述第一温度为480℃～560℃。

可选的，所述分阶段对加热后的所述铸坯进行轧制，并控制所述轧制的终轧温度，得到热轧板，包括：

在第一设定终轧温度的条件下，对加热后的所述铸坯进行粗轧；

在第二设定终轧温度的条件下，对粗轧后的所述铸坯进行精轧，得到热轧板。

可选的，所述第一设定终轧温度为1020～1100℃。

可选的，所述第二设定终轧温度为840～880℃。

第二方面，本申请提供了一种汽车空心稳定杆用钢，所述空心稳定杆用钢由第一方面任一项实施例所述的方法制备得到，所述钢无全脱碳层，部分脱碳层厚度≤0.8％钢板厚度，晶间氧化深度≤10μm，夹杂物夹杂物等级≤1.0，类型为CaO-MgO-Al

本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：

本申请实施例提供的该汽车空心稳定杆用钢的制备方法，通过控制化学成分，其目的：保证产品优异的淬透性而获得高的力学性能和疲劳性能；控制上述铸坯的氧含量，其目的：减少夹杂物数量，有利于提升疲劳性能；控制在炉加热时间，其目的：保证合金元素充分回溶且避免时间过长引起脱碳层增加，提升成品疲劳性能；分阶段对加热后的所述铸坯进行轧制，并控制所述轧制的终轧温度，其目的：细化晶粒尺寸提升产品淬透性；控制冷却的终点温度，其目的：细化晶粒尺寸提升产品淬透性，且降低表面晶间氧化，提升疲劳性能。综上，本申请实施例的方法解决了现有汽车空心稳定杆用钢耐疲劳性能较差的技术问题。最终生产出来的带钢厚度规格3-7mm，微观金相组织为珠光体+贝氏体+铁素体，无全脱碳层，部分脱碳层厚度≤30μm，晶间氧化深度≤10μm，夹杂物等级≤1.0，类型为CaO-MgO-Al2O

附图说明

此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。

为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的一种汽车空心稳定杆用钢的制备方法的流程示意图；

图2为本申请实施例提供的一种汽车空心稳定杆用钢的金相组织图。

具体实施方式

为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。

本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。

在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。

除非另有特别说明，本申请中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

第一方面，本申请提供了一种汽车空心稳定杆用钢的制备方法，请参见图1，所述方法包括：

S1、对具有设定化学成分的钢水进行连铸，得到铸坯；其中，控制所述铸坯的氧含量；

S2、在设定时间的条件下，对所述铸坯进行加热；

S3、分阶段对加热后的所述铸坯进行轧制，并控制所述轧制的终轧温度，得到热轧板；

S4、对所述热轧板进行冷却，以使冷却后的所述热轧板具有第一温度，后进行卷取，得到汽车空心稳定杆用钢。

在一些实施方式中，所述设定化学成分包括：C、Si、Mn、P、S、Ti、B、Cr、Nb、V、REM、N以及Fe；其中，

C的含量为0.24～0.40重量％，Si的含量为0.10～0.25重量％，Mn的含量为1.1～1.4重量％，P的含量为≤0.015重量％，S的含量为≤0.003重量％，Ti的含量为0.01～0.05重量％，B的含量为0.0010～0.0050重量％，Cr的含量为0.10～0.30重量％，Nb的含量为0.01～0.05重量％，V的含量为0.01～0.06重量％，REM的含量为0.001～0.01重量％，N的含量为≤0.004重量％。

控制C的含量为0.24～0.40重量％的积极效果：碳是奥氏体元素，碳含量的高低很大程度地决定了钢板的抗拉强度级别，是影响碳当量很重要的指标。具体地，该C的含量可以为0.24重量％、0.28重量％、0.32重量％、0.36重量％、0.40重量％等。

控制Si的含量为0.10～0.25重量％的积极效果：表面形成部分高熔点的耐高温氧化物，阻止带钢高温下的腐蚀。若Si的含量过大，在一定程度上形成过多的铁橄榄石相，表面质量降低；若Si的含量过小，在一定程度上耐高温氧化物。具体地，该Si的含量可以为0.10重量％、0.13重量％、0.16重量％、0.19重量％、0.23重量％、0.25重量％等。

控制Mn的含量为1.1～1.4重量％的积极效果：利用锰推迟珠光体转变，提高钢的淬透性，使钢的组织亚结构细化。若Mn的含量过大，在一定程度上易引起组织偏析，导致钢材成形过程中开裂，并且恶化钢的力学性能，致使钢材表面出现开裂；若Mn的含量过小，在一定程度上无法有效的起到固溶强化和稳定奥氏体的作用。具体地，该Mn的含量可以为1.1重量％、1.2重量％、1.3重量％、1.4重量％等。。

控制P的含量为≤0.015重量％的积极效果：磷一般固溶在铁素体中，有很强的固溶强化作用，用来提高钢的强度，降低钢的韧性，但过高含量的磷对焊接性能不利，是有害元素，故应尽量减少磷含量。具体地，该P的含量可以为0.015重量％、0.014重量％、0.013重量％、0.012重量％等。

控制S的含量为≤0.003重量％的积极效果：硫含量和硫化物的形态是影响成形性的主要因素，硫化物的数量越多，尺寸越大，对疲劳性能越不利。具体地，该S的含量可以为0.003重量％、0.0025重量％、0.0020重量％等。

控制Ti的含量为0.01～0.05重量％的积极效果：钛同碳结合形成纳米析出相，从而起到细化晶粒和析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，同时细化加热过程中奥氏体晶粒尺寸，最终获得硬质相弥散化，对提升疲劳性能具有积极作用。若Ti的含量过大，在一定程度上将导致钢材的延伸率降低；若Ti的含量过小，在一定程度上无法起到化晶粒和析出强化的作用。具体地，该Ti的含量可以为0.01重量％、0.02重量％、0.03重量％、0.04重量％、0.05重量％等。

控制B的含量为0.0010～0.0050重量％的积极效果：硼易于偏聚在原始奥氏体晶界处，抑制先共析铁素体的形成；硼加入钢中还可以大大提高钢的淬透性，且与铬相结合，改善焊接热影响区组织。若B的含量过大，在一定程度上形成硼化物而降低淬透性；若B的含量过小，在一定程度上无法保证淬透性。具体地，该B的含量可以为0.0010重量％、0.0020重量％、0.0030重量％、0.0040重量％、0.0050重量％等。

控制Cr的含量为0.10～0.30重量％的积极效果：铬使珠光体和铁素体的孕育期增长，抑制铁素体的形成，使冷却时易于得到贝氏体组织，且有助于轧制时奥氏体晶粒的细化，并通过固溶强化和形成碳化物析出来提高钢的强度。若Cr的含量过大，在一定程度上增加成本；若Cr的含量过小，在一定程度上无法保证淬透性。具体地，该Cr的含量可以为0.10重量％、0.20重量％、0.30重量％等。

控制Nb的含量为0.01～0.05重量％的积极效果：铌能够有效的延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒的长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时提高强度和延伸率。若Nb的含量过大，在一定程度上.导致钢材的延伸率降低；若Nb的含量过小，在一定程度上无法起到细化晶粒和析出强化的作用。具体地，该Nb的含量可以为0.01重量％、0.02重量％、0.03重量％、0.04重量％、0.05重量％等。

控制V的含量为0.01～0.06重量％的积极效果：钒的作用是形成碳化物析出与固溶强化来提高钢的强度。若V的含量过大，在一定程度上增加成本；若V的含量过小，在一定程度上无法起到析出强化的作用。具体地，该V的含量可以为0.01重量％、0.02重量％、0.03重量％、0.04重量％、0.05重量％、0.06重量％等。

“REM”表示稀土元素，控制稀土元素REM的含量为0.001～0.01重量％的积极效果：由于稀土元素会同S形成球形的稀土硫化物，而稀土硫化物能保持细小的球形或者纺锥形，能较均匀地分布在钢材中，消除了部分MnS析出物，保证钢材的力学性能优异。若REM的含量过大，在一定程度上将导致钢材的成本上升；若REM的含量过小，在一定程度上将导致无法有效的对部分MnS析出物进行消除。具体地，该REM的含量可以为0.001重量％、0.003重量％、0.006重量％、0.009重量％、0.01重量％等。

控制N的含量为≤0.004重量％的积极效果：N会同Ti形成析出相，抑制原始奥氏体粗化。若N的含量过大，在一定程度上形成过多的TiN，降低成品疲劳性能。具体地，该N的含量可以为0.003重量％、0.004重量％、0.0035重量％等。

在一些实施方式中，所述铸坯的氧含量为≤20ppm。

在本申请实施例中，采用全保护浇注，连铸阶段采用氩气全保护浇铸，控制铸坯的氧含量为≤20ppm的积极效果：控制夹杂物数量。若该铸坯的氧含量过大，在一定程度上会增加夹杂物数量而降低疲劳性能。具体地，该铸坯的氧含量可以为20ppm、19ppm、18ppm、17ppm等。

在一些实施方式中，所述在设定时间的条件下，对所述铸坯进行加热，包括：

在设定时间的条件下，对所述铸坯进行加热，以使所述铸坯具有第二温度；其中，所述第二温度为1180～1260℃。

在一些实施方式中，所述设定时间为≥180min。

“设定时间”表示在炉加热时间，控制该加热时间为≥180min的积极效果：保证合金元素充分回溶。若该加热时间过短，在一定程度上会降低合金元素的细晶强化、析出强化等作用。具体地，该加热时间为180min、185min、190min等。“第二温度”表示出炉温度，控制出炉温度为1180～1260℃的积极效果：保证合金元素充分回溶且避免温度过高引起脱碳层增加。若出炉温度过大，在一定程度上引起脱碳层增加；若出炉温度过小，在一定程度上合金元素回溶不充分。具体地，该出炉温度可以为1180℃、1200℃、1220℃、1240℃、1260℃等。

在一些实施方式中，所述第一温度为480℃～560℃。

“第一温度”表示上述冷却的终点温度，也是卷取温度，在上述冷却包括前段密集冷却，控制该冷却的终点温度为480℃～560℃的积极效果：形成细小铁素体+珠光体组织。若该终点温度过大，在一定程度上引起组织粗化；若该终点温度过小，在一定程度上形成贝氏体组织而弱化。具体地，该该终点温度可以为480℃、500℃、520℃、540℃、560℃等。

在一些实施方式中，所述分阶段对加热后的所述铸坯进行轧制，并控制所述轧制的终轧温度，得到热轧板，包括：

在第一设定终轧温度的条件下，对加热后的所述铸坯进行粗轧；

在第二设定终轧温度的条件下，对粗轧后的所述铸坯进行精轧，得到热轧板。

在一些实施方式中，所述第一设定终轧温度为1020～1100℃。

在一些实施方式中，所述第二设定终轧温度为840～880℃。

“第一设定终轧温度”表示粗轧的终轧温度，“第二设定终轧温度”表示精轧的终轧温度，控制粗轧的终轧温度为1020～1100℃的积极效果：保证形变奥氏体组织均匀且细小。若粗轧的终轧温度过大，在一定程度上形变奥氏体粗大；若粗轧的终轧温度过小，在一定程度上形变奥氏体不均匀。具体地，该粗轧的终轧温度可以为1020℃、1040℃、1060℃、1080℃、1100℃等。

控制精轧的终轧温度为840～880℃的积极效果：保证铁素体组织均匀且细小。若精轧的终轧温度过大，在一定程度上铁素体尺寸较大；若精轧的终轧温度过小，在一定程度上易于出现混晶组织。具体地，该精轧的终轧温度可以为840℃、860℃、880℃等。

第二方面，本申请提供了一种汽车空心稳定杆用钢，所述空心稳定杆用钢由第一方面任一项实施例所述的方法制备得到，所述钢无全脱碳层，部分脱碳层厚度≤0.8％钢板厚度，晶间氧化深度≤10μm，夹杂物夹杂物等级≤1.0，类型为CaO-MgO-Al

本申请实施例生产出来的汽车空心稳定杆用钢微观金相组织为珠光体+贝氏体+铁素体，请参见图2，无全脱碳层，部分脱碳层厚度≤0.8％钢板厚度，晶间氧化深度≤10μm，夹杂物等级≤1.0，类型为CaO-MgO-Al

该汽车空心稳定杆用钢是基于上述汽车空心稳定杆用钢的制备方法来实现，该汽车空心稳定杆用钢的制备方法的具体步骤可参照上述实施例，由于该汽车空心稳定杆用钢采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。

下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。

具体工艺步骤：

将铁水预处理后，经过转炉冶炼、精炼获得表1化学成分的钢水后连铸获得铸坯；将所述铸坯进行加热后，再经过粗轧、精轧获得热轧板，将所述热轧板进行前段密集冷却，冷却后卷取成热轧卷；后平整和酸洗。具体的工艺参数请参见表2。

表1汽车空心稳定杆用钢的化学成分(wt％)

表2汽车空心稳定杆用钢的制备工艺参数

表3汽车空心稳定杆用钢的性能结果

从表1-表3中，可看出，采用本申请实施例1-4的汽车空心稳定杆用钢的制备方法，制备得到的汽车空心稳定杆用钢晶间氧化深度低，CaO-MgO-Al

以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。