CN111647805B - 一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳 - Google Patents

一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳，所述桥壳钢由如下质量分数的化学组分组成，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质。采用本发明可以降低热成形造成的强度损失，同时具有良好的焊接性能和低温韧性，符合桥壳钢使用要求。

Description

一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳
技术领域
本发明属于桥壳钢生产技术领域，特别涉及一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳。
背景技术
桥壳作为汽车的主要构件，其在服役过程中，支承了车架及其以后的总重量，同时，它还能保护传动系统中的部件。针对13吨及以上重卡驱动桥，车桥具备良好的刚度和静强度，因此，为了避免桥壳冲压过程的开裂，只能采用14.0～20.0mm钢板进行热冲压成形。成形工艺为：将钢板加热到800～900℃范围内，保温一段时间后进行冲压成形，然后空冷至室温。
桥壳的形状和结构特点要求钢板强度高，拉延成形性好，同时兼具优良的焊接性能及焊后疲劳性能。随着车桥企业对桥壳使用寿命要求的提高，需要对热成形桥壳钢的强度进行升级。目前，桥壳所用热成形材料为Q345B或者Q460C，其热成形后强度损失大于100MPa，轻度损失过高，无法满足车桥企业对强度的要求。
发明内容
针对上述现有技术的不足，本发明提供了一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳，以解决现有技术中桥壳钢热成形后强度损失过大，无法满足车桥企业的要求问题。
本发明通过以下技术方案来实现上述目的：
一方面，本发明实施例提供了一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，所述桥壳钢由如下质量分数的化学组分组成，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述桥壳钢的金相组织包括铁素体，所述铁素体的体积百分数为80～90％。
另一方面，本发明还提供了上述的一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢的制备方法，所述方法包括，
将炼钢原料冶炼后，进行连铸，获得板坯；所述板坯的化学组分及化学组分的质量分数为，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和卷取，获得桥壳钢。
进一步地，所述加热中，出炉温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，板坯在1250～1300℃的保温时间为25～40min。
进一步地，所述粗轧采用5道次轧制，所述粗轧累计变形量为75～90％，所述粗轧出口温度为960～1040℃。
进一步地，所述精轧采用7道次轧制，所述精轧入口温度为960～1040℃，所述精轧终止温度为850～900℃，所述精轧末道次压下率为8～20％，所述精轧累计变形量为70～80％。
进一步地，所述冷却采用前段集中冷却模式进行层流冷却，所述冷却速率为30～60℃/s。
进一步地，所述卷取温度为580～640℃。
进一步地，所述粗轧后的板坯厚度与所述桥壳钢的厚度比值为3.2～6.0。
进一步地，所述粗轧后的板坯厚度为30～58mm，所述桥壳钢的厚度为8.0～18.0mm。
第三方面，本发明实施例还提供了一种桥壳，由上述的热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢制成。
发明的有益效果至少包括：
本发明提供了一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法，所述桥壳钢由如下质量分数的化学组分组成，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质。本发明采用C-Mn-Nb-V-Ti-Mo微合金成分体系，利用C、Mn元素固溶强化和降低奥氏体相变温度，进一步细化铁素体晶粒尺寸，提高桥壳钢的强度、塑性和韧性；通过添加Mo元素抑制Nb、V、Ti元素在奥氏体区析出，促进(Nb，V，Ti，Mo)C析出相在冷却阶段和卷取过程中析出，(Nb，V，Ti，Mo)C析出相具有良好的热稳定性，桥壳钢在加热过程中不容易长大，保证了加热后材料的强度。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例中一种热变形后屈服强度600MPa桥壳钢的热轧态显微组织结构图；
图2为本发明实施例中一种热变形后屈服强度600MPa桥壳钢的热变形后显微组织结构图；
图3为本发明实施例中一种热变形后屈服强度600MPa桥壳钢的热变形后析出相结构图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明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。
本发明实施例中的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
一方面，本发明实施例提供了一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，所述桥壳钢由如下质量分数的化学组分组成，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质。
本申请中各元素的作用如下：
C：扩大奥氏体区元素，同时，也是提高材料强度最经济的元素。但过高的C含量对材料的焊接性能、塑性、韧性不利。考虑到桥壳钢要求良好的韧性和焊接性能，控制C含量为0.20～0.25％。
Si：Si为传统的固溶强化元素，但添加过高的Si对材料的塑性、韧性以及表面质量产生负面影响，桥壳在高温(＞A3温度)加热过程中容易出现表面脱碳。考虑到上述因素，本发明控制Si的含量≤0.10％。
Mn：Mn具有固溶强化作用，同时可以提高材料的淬透性，降低奥氏体的转变温度。本发明控制Mn含量为1.6～3.0％，降低钢的γ→α(奥氏体→铁素体)的相变温度，而使α晶粒细化，并改变相变后的微观组织。Mn含量的提高，在提高强度同时，还可以提高钢的韧性和塑性，降低钢的韧脆转变温度。Mn可改善钢的焊接性，还可减慢钢在加热过程中的脱碳作用。
Ti：Ti为强碳氮化物形成元素，本发明控制Ti含量为0.05～0.20％，钢中添加较高的Ti可以细化晶粒，在高温奥氏体区Ti与N结合形成TiN或者Ti(C，N)，钉扎奥氏体晶界从而阻碍奥氏体晶粒的长大。在焊接过程中，Ti与N结合形成TiN，阻碍了奥氏体晶粒长大，细化了焊接热影响区组织，避免焊接热影响区软化。另外通过Ti与N结合，消耗了钢中固溶N元素，提高了钢的韧性。Ti与S结合在奥氏体区形成Ti4S2C2，消耗了钢种的S元素，避免了Mn与S结合形成尺寸较大的MnS析出物，提高了钢的塑性和韧性。在轧后冷却及卷取过程中，高Ti钢中的Ti与C结合，形成大量细小的TiC析出颗粒，大大提高了钢的强度。
Nb：Nb为强碳氮化物形成元素，在奥氏体区析出，可以细化晶粒，提高材料的强度和韧性；另外Nb还可以保证焊缝组织的细化，提高焊后强度。
V：V元素为强碳化物析出元素，在退火过程中和Ti、Nb、Mo等元素结合，形成复合析出相，保证材料的强度。另外，焊接过程中，热影响区在冷却过程中V与C结合，形成VC析出相，提高了热影响区的强度，避免热影响区软化，但V含量较高时明显恶化钢的低温韧性，尤其是焊接热影响区的韧性，本发明控制V含量为0.03～0.10％。
Mo：Mo元素为固溶强化元素，并提高钢板的淬透性。添加Mo对Ti析出具有明显的影响效果，主要表现为：在奥氏体区，Mo元素推迟TiC析出，更多的Ti元素固溶于基体，使得Ti在退火过程中具有更佳的析出强化效果；Mo元素可以和Ti、Nb、V等结合，形成复合析出相(Ti，Nb，Mo，V)C，这种复合的析出相具有良好的热稳定性，在加热过程中不容易长大，保证了析出强化效果。
Al：Al是有效的脱氧元素之一，而且可以形成氮化物来细化晶粒。Al含量过高将损害钢的韧性，而且焊接热影响区的韧性也变差。考虑到上述因素，本发明控制Al含量为0.02～0.035％。
S和P：S和P元素过高会对材料的塑性、韧性及疲劳性能产生不利影响。本发明限定了S含量控制在0.005％以内，P含量控制在0.010％以内。
进一步地，所述桥壳钢的金相组织包括铁素体，所述铁素体的体积百分数为80～90％。
另一方面，本发明实施例还提供了上述的热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢的制备方法，所述方法包括，
S1，将炼钢原料冶炼后，进行连铸，获得板坯；所述板坯的化学组分及化学组分的质量分数为，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质；
S2，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和卷取，获得桥壳钢。
进一步地，所述加热中，出炉温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，板坯在1250～1300℃的保温时间为25～40min。较高的加热温度和较长保温时间目的在于保证合金元素的碳氮化物充分溶解及奥氏体均匀化。出炉温度过低或加热时间过短，会导致无法完全奥氏体化；出炉温度过高或加热时间过长，会造成能源浪费。
进一步地，所述粗轧采用5道次轧制，所述粗轧累计变形量为75～90％，所述粗轧出口温度为960～1040℃。
进一步地，所述粗轧后的板坯厚度与所述桥壳钢的厚度比值≥3.2，保证在奥氏体未再结晶区有足够的压下量，提高形变，有利于增加材料中的位错密度，为(Nb，V，Ti，Mo)C在冷却和卷取过程中的析出提供了更多的形核位置，利于晶粒的细化。
进一步地，所述精轧采用7道次轧制，所述精轧入口温度为960～1040℃，所述精轧终止温度为850～900℃，所述精轧末道次压下率为8～20％，所述精轧累计变形量为70～80％。提高末道次压下量，可以增加未再结晶区奥氏体形变，有利于增加材料组织中位错密度，为后续(Nb，V，Ti，Mo)C在冷却和卷取过程中的析出提供了更多的形核位置。
进一步地，所述冷却采用前段集中冷却模式进行层流冷却，所述冷却速率为30～60℃/s。
前段集中冷却模式是指在层流冷却区的入口段对带钢进行集中冷却的一种方式，可以是带钢在高温区快速降温，有利于(Nb，V，Ti，Mo)C在冷却过程析出。快速冷却还降低了奥氏体相变温度，细化了铁素体组织。
进一步地，所述卷取温度为580～640℃。此温度区间是(Nb，V，Ti，Mo)C析出相最佳的析出温度，在该区间，(Nb，V，Ti，Mo)C析出相大量析出，可以得到更加细小、数量更多的析出相，提高了热轧态材料的强度。
进一步地，所述粗轧后的板坯厚度为30～58mm，所述桥壳钢的厚度为8～18mm。控制粗轧后的板坯也就是中间坯的厚度和桥壳钢的厚度，提高精轧的压下量，增加材料的变形量，进而增加位错密度，为析出物析出提供形核位置。
第三方面，本发明实施例还提供了一种桥壳，由上述的热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢制成。
本发明提供了一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢及其制备方法、桥壳，采用C-Mn-Nb-V-Ti-Mo微合金成分体系，利用C、Mn元素固溶强化和降低奥氏体相变温度，进一步细化铁素体晶粒尺寸，提高桥壳钢的强度、塑性和韧性；通过添加Mo元素抑制Nb、V、Ti元素在奥氏体区析出，促进(Nb，V，Ti，Mo)C析出相在冷却阶段和卷取过程中析出，配合奥氏体完全再结晶区大压缩比，细化奥氏体晶粒，未再结晶区增加压缩比，增加位错密度，为(Nb，V，Ti，Mo)C析出相析出提供形核位置。(Nb，V，Ti，Mo)C析出相具有良好的热稳定性，桥壳钢在加热过程中不容易长大，保证了加热后材料的强度。成分中添加Nb、V、Mo等元素，在焊接过程中Nb元素可以细化热影响区晶粒，V具有明显的析出强化效果，提高热影响区的强度，Mo元素可以促进低温组织形成，提高焊接热影响区的低温韧性，所以，本发明桥壳钢焊接后避免了热影响区的软化，并具有优良的低温韧性。热轧态桥壳钢的屈服强度≥680MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥22％，-20℃冲击功≥200J；热变形后的桥壳钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa，延伸率≥28％，-20℃冲击功≥150J。
下面将结合具体的实施例对本申请的技术方案做进一步的说明。
表1
编号 C，％ Si，％ Mn，％ Ti，％ Nb，％ V，％ Mo，％ Al，％ P，％ S，％ N，％
实施例1 0.20 0.09 1.65 0.08 0.04 0.05 0.20 0.035 0.007 0.002 0.0034
实施例2 0.21 0.08 1.89 0.10 0.05 0.06 0.18 0.036 0.006 0.002 0.0029
实施例3 0.22 0.10 2.05 0.11 0.045 0.055 0.21 0.039 0.006 0.003 0.0030
实施例4 0.24 0.07 2.21 0.18 0.06 0.07 0.15 0.082 0.008 0.003 0.0030
实施例5 0.21 0.08 2.30 0.15 0.07 0.08 0.24 0.120 0.007 0.002 0.0034
实施例1
实施例1提供了一种热变形后屈服强度600MPa桥壳钢及其制备方法，桥壳钢厚度为14.0mm，其化学成分为C：0.20％；Si：0.09％；Mn：1.65％；Ti：0.08％；Nb：0.04％；V：0.05％；Mo：0.20％；Al：0.035％(具体为Alt:0.035％；Als:0.030％)；P:0.007％；S：0.002；N：0.0034％；其余为Fe和不可避免的杂质。
将钢水经过KR脱硫处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼和LF炉精炼处理后，再进行连铸，获得板坯；将板坯加热至1250℃，加热时间3.5小时，1250℃保温30min；粗轧采用5道次轧制，累计变形量为75.5％，中间坯厚度为56mm，粗轧出口温度为1040℃；精轧采用7道次轧制，累计变形量为75.9％，精轧的末道次压下率为10.8％，精轧入口温度为1020℃，精轧终轧温度为880℃；然后经过前段层流冷却冷至目标卷取温度580℃，冷却速率为30℃/s。卷取后空冷至室温，最后得到桥壳钢，桥壳钢钢板规格为14.0×1800mm。
实施例2
一种加热成形后屈服强度600MPa桥壳钢，目标厚度为14.0mm，其化学成分重量百分比为：C：0.21％；Si：0.08％；Mn：1.89％；Ti：0.10％；Nb：0.05％；V：0.06％；Mo：0.18％；Al：0.036％(具体为Alt:0.036％；Als:0.033％)；P：0.006％；S：0.002％；N：0.0029％；其余为Fe和不可避免的杂质。
将钢水经过KR脱硫处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼和LF炉精炼处理后，再进行连铸；将板坯加热至1280℃，加热时间3.5小时，1280℃保温40min；粗轧采用5道次轧制，累计变形量为78.9％，中间坯厚度为58.0mm，粗轧出口温度为1040℃；精轧采用7道次轧制，累计变形量为75.9％，精轧的末道次压下率为10.8％，精轧入口温度为1020℃，精轧终轧温度为880℃；然后经过层流冷却冷至目标卷取温度580℃，冷却速率为35℃/s卷取后空冷至室温，最后得到成品桥壳钢，钢板规格为14.0×1800mm。
实施例3
一种加热成形后屈服强度600MPa桥壳钢，目标厚度为16.0mm，其化学成分重量百分比为：C：0.22％；Si：0.10％；Mn：2.05％；Ti：0.11％；Nb：0.045％；V：0.055％；Mo：0.21％；Al：0.039％(具体为Alt:0.039％；Als:0.035％)；P：0.006％；S：0.003％；N：0.0030；其余为Fe和不可避免的杂质。
将钢水经过KR脱硫处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼和LF炉精炼处理后，再进行连铸；将板坯加热至1260℃，加热时间4小时，1260℃保温28min，粗轧采用5道次轧制，累计变形量为76.4％，中间坯厚度为56.0mm，粗轧出口温度为1000℃；精轧采用7道次轧制，累计变形量为71.4％，精轧的末道次压下率为10％，精轧入口温度为980℃，精轧终轧温度为850℃；然后经过层流冷却冷至目标卷取温度600℃，冷却速率为40℃/s；卷取后空冷至室温，最后得到成品桥壳钢，钢板规格为16.0×1800mm。
实施例4
一种加热成形后屈服强度600MPa桥壳钢，目标厚度为13mm，其化学成分重量百分比为：C：0.24％；Si：0.07％；Mn：2.21％；Ti：0.18％；Nb：0.06％；V：0.07％；Mo：0.15％；Al：0.082％(具体为Alt:0.082％；Als:0.079％)；P：0.008％；S：0.003％；N：0.0030％；其余为Fe和不可避免的杂质。
将钢水经过KR脱硫处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼和LF炉精炼处理后，再进行连铸；将板坯加热至1290℃，加热时间4.5小时，1290℃保温35min，粗轧采用5道次轧制，累计变形量为80％，中间坯厚度为48.0mm，粗轧出口温度为1030℃；精轧采用7道次轧制，累计变形量为73.2％，精轧的末道次压下率为9,8％，精轧入口温度为1000℃，精轧终轧温度为860℃；然后经过层流冷却冷至目标卷取温度590℃，冷却速率为45℃/s；卷取后空冷至室温，最后得到成品桥壳钢，钢板规格为13.0×1800mm。
实施例5
一种加热成形后屈服强度600MPa桥壳钢，目标厚度为14.0mm，其化学成分重量百分比为：C：0.21％；Si：0.08％；Mn：2.3％；Ti：0.15％；Nb：0.07％；V：0.08％；Mo：0.24％；Al：0.120％(具体为Alt:0.120％；Als:0.115％)；P：0.007％；S：0.002％；N：0.0034％；其余为Fe和不可避免的杂质。
将钢水经过KR脱硫处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼和LF炉精炼处理后，再进行连铸；将板坯加热至1270℃，加热时间4小时，1260℃保温32min，粗轧采用5道次轧制，累计变形量为82％，中间坯厚度为46.0mm，粗轧出口温度为1020℃；精轧采用7道次轧制，累计变形量为70％，精轧的末道次压下率为12％，精轧入口温度为990℃，精轧终轧温度为860℃；然后经过层流冷却冷至目标卷取温度620℃，卷取后空冷至室温，最后得到成品桥壳钢，钢板规格为14.0×1800mm。
对比例1
冶炼钢种Q460C，经过连铸后获得板坯，板坯经过加热和热轧，制得厚度为14mm的Q460C热轧卷。
对比例2
冶炼钢种Q345B，经过连铸后获得板坯，板坯经过加热和热轧，制得厚度为16mm的Q345B热轧卷。
将上述实施例1到实施例5制备的桥壳钢检测力学性能，对对比例1和对比例2制备的Q460C热轧卷和Q345B热轧卷检测力学性能，检测结果如表2所示；将上述实施例1到实施例5制备的桥壳钢、对比例1和对比例2制备的Q460C热轧卷和Q345B热轧卷分别取样3块，进行模拟加热成形，加热温度如表3，并保温5min，空冷后检测力学性能，检测结果如表3所示。对模拟加热成形后的试样进行焊接和疲劳性能测试，如表4所示。
表2
编号 Rel/MPa Rm/MPa A/％ -20℃冲击功/J
实施例1 691 797 23.5 230
实施例2 709 822 24.5 218
实施例3 711 801 25.5 225
实施例4 698 803 24.0 228
实施例5 702 810 25.0 225
对比例1 563 650 20.0 159
对比例2 410 569 28 201
表3
Figure BDA0002488756320000091
表4
Figure BDA0002488756320000101
桥壳钢组织主要为铁素体组织，如图1所示；经高温加热冷却至室温后，组织仍然是铁素体，但铁素体晶粒有粗化情况，如图2所示。通过透射电镜分析，加热后基体中仍然存在数量较多、尺寸在10nm以下的(Nb，V，Ti，Mo)C析出颗粒，如图3所示，保证了材料加热后的力学性能。
与对比例1和对比例2相比，本发明实施例1到实施例5制备的桥壳钢，加热过程强度损失大幅度降低，加热后屈服强度超过600MPa，满足使用强度要求，且具有良好的低温韧性。且母材、热影响区和焊缝的硬度差别不大，焊接性能良好，疲劳寿命高。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (6)

1.一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，其特征在于，所述桥壳钢由如下质量分数的化学组分组成，C：0.20～0.25％；Si≤0.10％；Mn：1.6～3.0％；Ti：0.05～0.20％；V:0.03～0.10％；Nb：0.03～0.10％；Mo:0.10～0.30％；Al：0.02～0.35％；P≤0.010％；S≤0.005％；N≤0.004％；其余为Fe和不可避免的杂质，所述桥壳钢的金相组织包括铁素体，所述铁素体的体积百分数为80～90％，所述桥壳钢采用下述方法制备获得：将炼钢原料冶炼后，进行连铸，获得板坯，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、冷却和卷取，获得桥壳钢；所述加热中，出炉温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，板坯在1250～1300℃的保温时间为25～40min，所述粗轧累计变形量为75～90％，所述粗轧出口温度为960～1040℃，所述精轧入口温度为960～1040℃，所述精轧终止温度为850～900℃，所述精轧末道次压下率为8～20％，所述精轧累计变形量为70～80％，冷却速率为30～60℃/s，卷取温度为580～640℃，所述粗轧后的板坯厚度与所述桥壳钢的厚度比值为3.2～6.0。
2.根据权利要求1所述的一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，其特征在于，所述粗轧采用5道次轧制。
3.根据权利要求1所述的一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，其特征在于，所述精轧采用7道次轧制。
4.根据权利要求1所述的一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，其特征在于，所述冷却采用前段集中冷却模式进行层流冷却。
5.根据权利要求1所述的一种热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢，其特征在于，所述粗轧后的板坯厚度为30～58mm，所述桥壳钢的厚度为8.0～18.0mm。
6.一种桥壳，其特征在于，由权利要求1所述的热成形后屈服强度600MPa级桥壳钢制成。
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