CN108504958A - 一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备方法 - Google Patents

一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢，其化学成分重量百分比分别为：C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。本发明还涉及一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢的制备方法，包括铁水KR脱硫—LF精炼—RH精炼—Ca处理—连铸—热轧工艺。本发明通过合理的性能、规格、成分及热轧工艺设计，生产高强度、低屈强比、高疲劳寿命、高表面质量且性能稳定的，满足生产及用户要求的690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢。

Description

一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备 方法
技术领域
本发明公开了一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备方法，属于汽车用钢技术领域。
背景技术
随着工信部强制性国家标准GB1589的出台，主机厂已经明确整车减重及材料的强度升级势在必行。国内汽车结构零件生产企业都加大了轻量化产品的研发力度，抢占轻量化汽车零件市场，车轮企业也加快了产品研发的步伐。
商用汽车轻量化无内胎车轮轮辐的生产加工需要复杂的旋压变形，某些部位厚度减薄能够达到50％以上，硬度提高20％左右，在旋压加工时易出现开裂，既浪费资源又影响生产节奏。目前随着车轮轻量化的持续推进，为开发30-32kg重量的22.5×9.0J商用车车轮，轮辐用钢的材料抗拉强度级别已经设计到690-780MPa，为降低轮辐在旋压加工过程中的回弹，提高材料的塑性，降低塑性变形带来的残余应力大幅度升高，亟需一种低屈强比(0.70-0.75)、高疲劳性能、高表面质量、高洁净度、组织均匀的商用汽车轻量化无内胎车轮轮辐用抗拉强度在690-780MPa级别的钢材生产方法。
发明内容
本发明提供一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备方法，旨在满足车轮制造厂对于商用汽车轻量化无内胎轮辐专用钢的需求，尤其是高强度变形复杂的轮辐，降低轮辐生产的不合格品比例，提高其冷成形能力与疲劳寿命。
本发明的一方面涉及一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢，其化学成分重量百分比分别为：C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。
本发明的另一方面涉及一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢的制备方法，其包括铁水KR脱硫—LF精炼—RH精炼—Ca处理—连铸—热轧工艺，经所述连铸工艺获得的铸坯的化学成分重量百分比分别为：C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；其中，所述热轧工艺包括以下步骤：
(1)加热工艺：将所述铸坯加热3～5小时，均热，出炉温度为1200～1260℃；
(2)轧制工艺：经除鳞和定宽，再进行粗轧和精轧，所述粗轧的出口温度为1010～1050℃；所述精轧采用恒速轧制，终轧温度为840～880℃；
(3)冷却工艺：超快冷冷却至680～710℃，然后空冷6-10s，再采用层流集中冷却至150-250℃；
(4)卷取工艺：卷取冷却至室温，制成所述汽车轮辐用钢。
本发明详细说明
本发明提供了一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢，其化学成分重量百分比分别为：C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。
以下是本发明所涉及的主要组分的作用及其限定说明：
碳：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，保证材料的抗拉强度达到规定级别的同时具有良好的可成形性，因而本发明的碳含量不低于0.06％，不高于0.10％，以在确保强度的同时保证良好的可焊接性。
硅：硅在钢中起固溶强化作用，并且含量较多时能抑制碳化物的析出，促进铁素体形成，从而使碳扩散到残余奥氏体中，保证材料具有一定的塑性，但Si元素含量不宜超过0.20％，过高的Si元素会导致带钢表面氧化严重，影响表面质量。
锰：锰在钢中起固溶强化作用，能提高淬火后钢板的强度。锰是稳定奥氏体的元素，能降低奥氏体的相变温度，促进碳在奥氏体中的溶解。如果其含量小于1.50％，则不能满足材料强度要求；但是添加过量的锰，在钢中会抑制铁素体的析出，鉴于此将其上限定为1.70％。
磷和硫：磷和硫是钢中的有害元素。磷严重损害钢板的塑性和韧性；硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，尤其对钢的横向塑性和韧性不利，因此硫的含量应尽可能的低。钢中的其他组分不能抑制和减少磷和硫的不利影响。因而，本发明中磷的含量不超过0.015％，硫的含量不超过0.005％。
铝：铝在液态钢中主要起脱氧作用。此外，适当含量的铝还可加速贝氏体转变，能够在限定时间内形成贝氏体。铝还阻碍碳化物的形成，将碳保留在熔体中，从而促使奥氏体的稳定。为此，铝的含量不低于0.02％时，否则不能发挥其效果；而铝的含量也不应高于0.05％，因添加过量的铝容易形成氧化铝团块，导致钢的延展性变差。
铬：铬的作用主要是提高钢的淬透性，保证材料的强度。铬形成铁素体的同时增强了残余奥氏体的形成，因而，铬的含量不低于0.15％，否则影响钢的淬透性；也不应高于0.25％，以确保成本经济。
铌：铌是强碳的化合物形成元素，其能够延缓热轧奥氏体再结晶过程。由于钢中加入适量的钛，钛与氮的形成温度较高，因此通过控制钛、氮的含量，使得铌主要与碳化合。固溶状态的铌延迟了热变形过程中静态和动态再结晶，提高非再结晶温度，有助于细化形成奥氏体的相变产物。铌的含量低于0.02％则影响钢的强度，高于0.04％则增加生产成本。
钛：钛的作用与铌相似。钛可以与氮、碳和硫形成钛的化合物。控制钢中钛的含量，形成碳氮化铌第二相析出，强化钢的基体。钛的含量低于0.01％则影响钢的强度，高于0.03％则增加生产成本。
在本申请的某些实施例中，所述汽车轮辐用钢的内部显微组织为铁素体+马氏体+珠光体。
进一步地，所述汽车轮辐用钢的内部显微组织由体积分数为88～92％铁素体、5～9％马氏体和0～3％珠光体组成。该比例的组织类型可保证汽车轮辐用钢拥有高强度(抗拉690MPa-780MPa)、低屈强比的同时，具有较好的冷成形能力及较长的疲劳寿命。
在本专利申请中，C、Mn、Cr保证材料淬透性以便生成低温相组织，Nb、Ti元素在精轧阶段提高奥氏体未再结晶区温度，增加奥氏体未再结晶区变形，从而细化晶粒，同时有少量析出也起到提高强度的作用。以上元素综合作用来保证材料的性能满足标准的要求。
本发明所述汽车轮辐用钢的制备方法，其包括铁水KR脱硫—LF精炼—RH精炼—Ca处理—连铸—热轧工艺，经所述连铸工艺获得的铸坯的化学成分重量百分比分别为：C0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；其中，所述热轧工艺包括以下步骤：
(1)加热工艺：将所述铸坯加热3～5小时，均热，出炉温度为1200～1260℃；
(2)轧制工艺：经除鳞和定宽，再进行粗轧和精轧，所述粗轧的出口温度为1010～1050℃；所述精轧采用恒速轧制，终轧温度为840～880℃；
(3)冷却工艺：超快冷冷却至680～710℃，然后空冷6-10s，再采用层流集中冷却至150-250℃；
(4)卷取工艺：卷取冷却至室温，制成所述汽车轮辐用钢。
在本发明制备所述汽车轮辐用钢的某些具体实施方案中，在步骤(2)中，为提高钢板表面质量，至少保证3道次除鳞，根据现场温度控制情况可适当调整除鳞道次。
在本发明制备所述汽车轮辐用钢的某些具体实施方案中，在步骤(2)中，为减轻因恒速轧制导致的中间坯温降，厚规格双相钢粗轧结束进入精轧前，开启保温罩防止中间坯温度降低。
在本发明制备所述汽车轮辐用钢的某些具体实施方案中，在步骤(2)中，精轧采用恒速轧制，轧制速度根据终轧温度、空冷时间、卷取温度的情况可设定为3m-4m/s。
在本发明制备所述汽车轮辐用钢的某些具体实施方案中，在步骤(3)中，终轧后采用水冷+空冷+水冷的三段冷却工艺，其中，第一段水冷工艺进行超快冷冷却。所述超快冷冷却速度为50-120℃/s，所述层流冷却速度为20-40℃/s。
在本发明制备所述汽车轮辐用钢的某些具体实施方案中，在步骤(3)中，所述超快冷冷却速度优选为90℃/s，所述层流冷却速度优选为35℃/s。
在本发明制备所述汽车轮辐用钢的某些具体实施方案中，在步骤(3)中，，为促进铁素体的充分转变，空冷时间要保证6秒至10秒，优选为8秒，可根据层流冷却线能力尽量提高，空冷为铁素体形核与长大提供足够的时间，从而控制第二相马氏体的含量。
本发明在保证汽车轮辐用钢抗拉强度达到690MPa级的前提下，采用适量的碳、锰作为基础强化元素，添加微合金元素Nb、Ti、Cr的化学成分设计，不添加Mo等价格较贵的微合金，采用LF+RH双精炼模式提高钢水纯净度，精轧采用恒速轧制，层流冷却采用三段冷工艺低温卷取生产厚规格双相钢。首次采用常规热轧+超快冷产线生产厚规格(9-11mm)、高强度(抗拉690MPa-780MPa)、低屈强比、高表面质量、高疲劳寿命的商用汽车轻量化无内胎车轮轮辐用钢。
附图说明
图1为本发明实施例1的690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢的金相显微组织，位置为厚度1/4处，放大倍数为500倍；
图2为本发明的690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢制备方法流程示意图。
实施例
为了更好的理解上述技术方案，下面将结合说明书附图以及具体的实施方式对上述技术方案做详细的说明。
本发明中涉及的690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备方法，用以解决高强度钢析出强化作用带来的高屈强比的问题，降低高强钢的屈强比，在保证其疲劳寿命的前提下，使其具有良好的冷成形性。在以下具体实施方式中均利用了以下三种强化方式，第一是微合金元素的细晶强化作用，第二是低温相带来的相变强化作用，第三是微合金元素的析出强化作用。通过快速冷却和低温卷取工艺降低析出强化作用，提高相变强化作用，目标组织为铁素体+马氏体+少量珠光体，层流冷却为水冷+空冷+水冷的三段冷工艺，最终采用低温卷取成卷。
本发明实施例中LF精炼炉时采用的Si-Fe合金为FeSiAl2.0合金，采用的Mn-Fe合金为FeMn78C2.0合金，采用的Nb-Fe合金为FeNb60-A合金(65％Nb)，采用Cr-Fe合金为FeCr55C400。RH精炼时采用的Mn-Fe合金为FeMn78C2.0合金，采用的Nb-Fe合金为FeNb60-A合金(65％Nb)，采用的Ti-Fe合金为FeTi30-A。
本发明实施例中轧制是采用首钢京唐2250热连轧机组进行轧制，钢材的宽度规格为1000-2000mm。
本发明实施例中金相组织图是将金相试样经研磨、抛光后，用重量浓度4％的硝酸酒精溶液腐蚀，再利用Leica-DMI5000M金相显微镜拍摄。
测试方法：
所述汽车轮辐用钢的屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率按GB/T 228测试；
所述汽车轮辐用钢的冷弯性能按GB/T 232测试。
实施例1
将铁水进行KR脱硫处理后，进行LF精炼+RH精炼的双精炼处理，再喂纯Ca线进行Ca处理；软吹后进入中间包，然后采用连铸结晶器进行全保护浇铸；浇铸后下线入缓冷坑缓冷，获得的铸坯成分按重量百分比含C 0.06％，Si 0.15％，Mn 1.65％，P 0.010％，S0.002％，Alt 0.035％，Cr 0.20％，Nb 0.035％Ti 0.02％，余量为Fe和不可避免杂质；将铸坯用3.5小时加热至1200℃，进行35分钟均热处理，出炉温度为1230℃，在进行除鳞和定宽，然后进行1+5道次粗轧和精轧，精轧出口速度为3.8m/s；粗轧出口温度为1025℃，精轧终轧温度为859℃；精轧后的钢板层流冷却，采用水冷+空冷+水冷的方式冷却，空冷开始温度为690℃，超快冷冷却速度为90℃/s，空冷时间6s，层流集中冷却速度为30℃/s，卷取温度为180℃，然后成卷冷却至室温，制成商用汽车轻量化无内胎车轮轮辐用钢；抗拉强度702MPa，屈服强度520MPa，断后伸长率26％，厚度9.6mm，组织为铁素体+马氏体+少量珠光体混合组织，铁素体晶粒度等级为12.5级，铁素体体积分数92％，马氏体体积分数6％，珠光体体积分数2％。经180°冷弯，b＝35mm，d＝2a测试结果合格，金相显微组织如图2所示。
本发明的冶炼过程如实施例1所示，下文简略将本发明其他实施例的汽车轮辐用钢化学成分在表1中列出。
表1实施例1-9的汽车轮辐用钢成分(重量百分比％)
C Si Mn P S Alt Cr Nb Ti
实施例1 0.06 0.15 1.65 0.010 0.002 0.035 0.20 0.035 0.02
实施例2 0.10 0.20 1.70 0.012 0.003 0.036 0.25 0.04 0.03
实施例3 0.08 0.10 1.50 0.011 0.002 0.033 0.20 0.02 0.01
实施例4 0.07 0.12 1.66 0.010 0.002 0.038 0.15 0.034 0.016
实施例5 0.09 0.11 1.55 0.012 0.004 0.032 0.22 0.039 0.015
实施例6 0.06 0.16 1.50 0.009 0.002 0.030 0.19 0.023 0.010
实施例7 0.10 0.19 1.60 0.014 0.004 0.039 0.20 0.038 0.025
实施例8 0.07 0.13 1.52 0.014 0.002 0.042 0.24 0.028 0.015
实施例9 0.09 0.18 1.68 0.012 0.003 0.040 0.18 0.026 0.025
本发明实施例制备汽车轮辐用钢的工艺控制如表2所示。
表2实施例1-9制备汽车轮辐用钢的工艺参数控制
成品钢的表征
表3实施例1-9的汽车轮辐用钢的力学性能
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 (10)

1.一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢，其化学成分重量百分比分别为：C0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的汽车轮辐用钢，其特征在于，所述汽车轮辐用钢的内部显微组织为铁素体+马氏体+珠光体。
3.如权利要求2所述的汽车轮辐用钢，其特征在于，所述汽车轮辐用钢的内部显微组织由体积分数为88～92％铁素体、5～9％马氏体和0～3％珠光体组成。
4.一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢的制备方法，其包括铁水KR脱硫—LF精炼—RH精炼—Ca处理—连铸—热轧工艺，经所述连铸工艺获得的铸坯的化学成分重量百分比分别为：C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn 1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al 0.02～0.05％，Cr 0.15～0.25％，Nb 0.02～0.04％，Ti 0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；其中，所述热轧工艺包括以下步骤：
(1)加热工艺：将所述铸坯加热3～5小时，均热，出炉温度为1200～1260℃；
(2)轧制工艺：经除鳞和定宽，再进行粗轧和精轧，所述粗轧的出口温度为1010～1050℃；所述精轧采用恒速轧制，终轧温度为840～880℃；
(3)冷却工艺：超快冷冷却至680～710℃，然后空冷6-10s，再采用层流集中冷却至150-250℃；
(4)卷取工艺：卷取冷却至室温，制成所述汽车轮辐用钢。
5.如权利要求4所述的汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中，至少进行3道次所述除鳞。
6.如权利要求4所述的汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中，进入所述精轧前开启保温罩防止中间坯温度降低。
7.如权利要求4所述的汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中，所述恒速轧制的速度为3m-4m/s。
8.如权利要求4所述的汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，在步骤(3)中，所述超快冷工艺的冷却速度为50-120℃/s，所述层流集中冷却工艺的冷却速度为20-40℃/s。
9.如权利要求8所述的汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，在步骤(3)中，所述超快冷工艺的冷却速度优选为90℃/s，所述层流集中冷却工艺的冷却速度优选为35℃/s。
10.如权利要求4所述的汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，在步骤(3)中，所述空冷时间优选为8秒。
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