CN109628839A - 一种焊接性能优良的车轮钢及生产方法 - Google Patents

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Abstract

一种焊接性能优良的车轮钢，其组分及wt%为：C：0.031～0.061%，Si：0.250～0.350%，Mn：1.35～1.55%，P：≤0.005%，S：≤0.0015%，O：≤0.0015%，N：≤0.0020%，Als：0.015～0.045%，Nb：0.010~0.020%；生产方法：经转炉冶炼后进入LF炉精炼；RH真空处理；连铸并对铸坯加热；粗轧；连续两次高压除鳞；进行第一道次精轧；高压除磷；后续道次精轧；进行超快速冷却；卷取；平整。本发明不仅保证产品厚度在10~18mm，钢材下屈服强度340~480MPa、抗拉强度470~630MPa，延伸率A80≥32%，材料经闪光对焊后，横向试样180°，弯心直径d＝0a合格，且能消除钢板表面麻坑，使焊后成形不良率降低到1‰及以下。

Description

一种焊接性能优良的车轮钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种热轧钢及生产方法，属于一种热轧车轮轮辋钢及生产方法。
背景技术
车轮的结构主要包括轮辐和轮辋，轮辐的生产方式一般为机械冲压成形，所以要求轮辐用车轮钢具有良好的深冲性能、拉伸成形性能和剪切边拉伸性能。轮辋则是在闪光对焊之后，再滚压成形，因此要求轮辋用车轮钢具有良好的焊接性能、焊后成形性能，如冷弯性能，疲劳性能等，如果焊接性能差就会造成炸裂，延伸率低在滚压的过程中会形成开裂，影响车轮产品的成材率。而汽车车轮承载着整个车辆的重量，对质量有非常严格的要求，因此做为制造材料的车轮钢必须具备良好的焊接性能与拉伸成形性能。
基于汽车车轮行业发展所面对的问题，生产一种具有良好的焊接性能与拉伸成形性能，且能够满足汽车车轮用强度标准要求与使用标准要求的车轮钢材料，是解决问题的关键所在。
现阶段，本技术领域存在材料的高强度与使用性能的匹配性问题，如在追求材料高强度的同时使用性能则变差，使焊接性能、成形性能的变差，严重的影响了材料的推广使用。车轮轮辋材料在闪光对焊后，成形车轮轮辋零件，就会出现大量的焊缝开裂缺陷，出现零件成材率大幅度下降的问题。
经检索:
中国专利公开号为CN 201610866363.2发明一种抗拉强度550MPa热轧钢板及其制造方法。其成分为C：0.050～0.080％，Si：0.050～0.150％，Mn：1.35～1.55％，P：≤0.012％，S：≤0.003％，Nb：0.013～0.023％，Nb：0.013～0.023％，Ti：0.015～0.025％，Mg：0.0005～0.0015％，Alt：0.02～0.05％；其余为Fe与不可避免的杂质。制造工艺为转炉冶炼后进入LF炉进行精炼、连铸成坯后对铸坯加热轧制、采用前快强冷的冷却方式进行冷却卷取及后工序，该发明添加了Nb、Ti元素，生产制造成本也高，整体合金元素的添加导致材料的焊接性能也随之变差。且本发明生产的产品只能用于轿车车轮，不能够满足非公路车轮钢的使用要求。
中国专利公开号为CN 201410530307.2发明了一种抗拉强度≥380MPa级汽车轮辋用钢，其成分为C：0.045～0.075％，Si≤0.05％，Mn：0.45～0.75％，P：≤0.010％，S：≤0.008％，Als：0.015～0.050％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。制造工艺为：转炉冶炼-在LF炉-连铸成坯并对铸坯加热-热轧-快速冷却-卷取-精整及后工序。该发明材料强度低，只能够在乘用车车轮上面使用，不能够适应现价段材料高强度的发展使用趋势，且只能够满足低强度、优良的服役条件的使用环境要求，不能够满足非公路车轮钢的使用要求。
本发明生产的材料，具有良好的焊接性能、焊后成形性能，能够完全满足车轮轮辋用钢的焊接性能要求，大大提高零件的成材率，进而提高用户的经济效益，满足用户的使用要求。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术存在的不足，提供一种在保证产品厚度在10～18mm，钢材下屈服强度在340～480MPa、抗拉强度在470～630MPa，延伸率A80≥32％下，并消除所述钢板表面麻坑，材料经闪光对焊后，横向试样180°，弯心直径d＝0a合格，及解决焊接成形开裂，使焊后成形不良率降低到≤0.1％的焊接性能优良的车轮钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种焊接性能优良的车轮钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.031～0.061％，Si：0.250～0.350％，Mn：1.35～1.55％，P：≤0.005％，S：≤0.0015％，O：≤0.0015％，N：≤0.0020％，Als：0.015～0.045％，Nb：0.010～0.020％，余量为Fe及不可避免的杂质；并控制焊接裂纹敏感系数按U.C.S.＝230C+190S+75P+45Nb–12.3Si–5.4Mn-1≤8.0。
生产一种焊接性能优良的车轮钢的方法，其步骤：
1)经过转炉冶炼后进入LF炉进行炉外精炼；并在LF炉进行炉外精炼全过程采用吹氩搅拌；
2)进行RH真空处理；控制真空处理结束时，钢水中的P≤0.008％，S≤0.005％，真空处理时间不低于25min；；成分微调之后进行钙处理，并按照680～880g/吨钢喂入Si-Ca线，喂入速率控制在280～340m/min；
3)连铸成坯对铸坯加热，加热温度控制在1210～1270℃；
4)进行粗轧，并控制其结束温度在1030～1070℃；
5)连续两次进行常规高压除鳞；
6)进行第一道次常规精轧；
7)进行高压除磷，其水压及水流量同于精轧前的除鳞；
8)常规进行第二及后续道次精轧，并控制终轧温度在830～870℃；
9)进行超快速冷却，在冷却速度为180～220℃/s下冷却至卷取温度；
10)进行卷取：控制卷取温度在550～590℃；
11)平整：平整率为2.5％～3.0％。
其在于：LF炉外精炼过程中炉渣的成分及重量百分比含量为：CaO：55％～59％、Al2O3：21％～24％、MgO：7％～10％、SiO2：10％～14％、TFe＜0.5％，以及控制炉渣的碱度R：3.2～3.8。
本发明中各组分及主要工艺的作用及控制的理由：
碳：是强化作用非常好且廉价的固溶强化元素，也是影响钢铁材料强韧性的主要元素，碳增加可提高强度，但降低韧性，对材料的焊接性能也是不利的。因为本专利钢种的应用范围为工程机械用车无内胎车轮轮辋用零件，需要进行较大程度的冲压变形加工，而为了节能降耗，避免热加工工艺工序，降低加热炉装备及能耗成本，因此要求材料在满足强度要求的同时，必须具有良好的冷成形性能。如果碳含量大于0.061％，则不能满足材料的良好冷成形性能，而碳含量小于0.031％，侧不能够满足材料的强度要求。所以，将碳含量限定在0.031～0.061％范围。
硅：硅溶于铁素体后有很强的固溶强化作用，碳钢中每增加0.1％重量百分比的硅，可使热轧钢的抗拉强度提高8.0Mpa～9.0Mpa，屈服强度提高4.0Mpa～5.0Mpa。且微量Si元素的添加，使轮辋零件闪光对焊时，降低氧化铝等杂质的熔点，形成熔点较低的硅酸盐氧化物，使其快速形成焊渣，并在扒渣工序中去除，从而提高轮辋的焊缝质量，保证材料冷成形要求，但是硅含量超过0.45％以后对韧性和表面质量不利影响明显增大，特别是使热轧钢板生成红铁皮，经酸洗后在钢板表面留下麻点，成为车轮疲劳过程的裂纹源，因此本发明设定的Si含量为0.25％～0.35％。
锰：锰是提高强度和韧性最有效的元素，使钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度提高；使钢中临界转变温度降低，起到细化珠光体的作用，也间接地提高珠光体钢强度的作用；但是添加过量的锰，会对产品的成分偏析产生不利影响。因此将锰含量限定在1.35～1.55％的范围。
磷：为了避免磷元素使材料的冷冲压成形性能、韧性、疲劳性能发生恶化，设定其含量上限为0.005％，所以将其含量控制在0.005％以下。
硫：硫是非常有害的元素。钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对钢材的疲劳性能不利，需将钢中硫含量控制得越低越好。因此，将钢中硫含量控制在0.0015％以下
铝：加入少量的铝，可细化晶粒，提高冲击韧性，铝还可以起到脱氧的作用，是强氧化性形成元素，和钢中氧形成Al2O3在炼钢时去除。铝过高会形成过多的Al心夹杂，Al心夹杂对于车轮轮辋用钢疲劳性能损害极大，车轮轮辋用钢必须对Al心夹杂进行控制。因此，本发明限定Als含量为0.015～0.045％。
氧、氮：严格控制元素，其对热轧钢板卷组织、性能及其不利，严重影响车轮轮辋用钢的炸裂率和微裂纹率。因此，本发明限定氧含量O：≤0.0015％，氮含量N：≤0.0020％。
铌：铌主要通过细化晶粒和沉淀析出强化来提高钢的强度，是强烈的碳、氮化合物形成元素，在钢中主要以Nb(C、N)形式存在，Nb能显著提高奥氏体再结晶终止温度(Tnr)，阻止奥氏体晶粒的长大，最终使铁素体晶粒尺寸变小，细化组织。当其含量低于0.010％时，不能满足材料高强度的要求；而加入的铌高于0.020％时，已能满足其强度与成型性能的要求，若再添加，合金成本会显著上升。因此，本发明限定Nb含量为0.010～0.020％。
根据成品材料的特点要求，在LF炉外精炼过程中之所以对炉渣的成分及含量进行控制，并使其碱度在R：3.2～3.8；由于LF炉外精炼过程中，碱度对硫分配比的影响最为明显，且对渣的黏度有很大的影响。控制好碱度R值，有利于提高炉渣的脱硫能力，能够更有效的进行脱硫，提高材料的力学性能，比如疲劳性能、抗冲击性能等应用性能，尤其是能提高材料的焊接性能、焊后成形性能，且能够使渣具有合理的黏度，提高钢包的有效容积，减小冲刷作用对钢包内衬的损坏，降低了生产成本，增加了生产效率与效益。
RH炉真空处理：真空度≤6.5KPa，循环纯脱气时间不低于15分钟，真空时间不低于25min。成分微调之后进行钙处理，每炉钢水按重量喂Si-Ca线680～880g/t，喂入速率控制在280～340m/min，是由于硅钙线喂线速率对硅钙线的收得率有很大的影响，钙处理能够改善钢质，钙处理使Al2O3转变为低熔点物质12CaO·Al2O3，加速夹杂上浮，减少Al2O3夹杂，并使Al2O3由串状变为球状铝钙酸盐不变形夹杂；钙处理使硫化物(FeS、MnS)转变为球状CaS，从而钢板冲击韧性大大提高，各向异性得到较大改善，焊接使用性能得到优化；钙处理还可以改善钢水的混铸性能，防止中包塞棒和浸入式水口被Al2O3夹杂堵塞。从而降低生产成本，提高经济效益。
板坯连铸：使用抗裂纹板坯保护渣，连铸二次冷却制度采用弱冷方式以防止板坯浇注时产生裂纹；中包温度控制在1620±30℃，拉速控制在1.25～1.85m/min，其中板坯连铸采用全程保护浇铸工艺，结晶器使用电磁搅拌(M-EMS)技术，目前正在使用的车轮钢材料，都没有采用结晶器电磁搅拌(M-EMS)技术，在材料的使用性能上面有诸多限制，从而导致材料不能够满足苛刻服役条件使用要求，从而导致材料的进一步推广使用受到了限制。本发明通过大量研究实验，表明采用结晶器电磁搅拌(M-EMS)技术，能够大幅降低钢液的过热度，缩短凝固时间，从而产生宽且细的等轴晶区，使凝固前沿强制对流，打碎凝固前沿的树枝晶，树枝晶的碎片重新熔化，降低了钢水温度，增加了等轴晶核心，封锁了柱状晶前沿的发展，形成了宽大的等轴晶区。钢液的搅动使液芯由外向内的温度梯度减小，四周结晶均匀发展，从而提高铸坯断面上的等轴晶率，使偏析元素均匀分布，避免溶质元素集聚，最终改善铸坯的偏析，提高材料的抗冲击性能等综合使用性能。
铸坯加热控制：冷坯装炉，预加热段温度在580～720℃，预热时间35～60min，一加热段温度在880～1100℃，一加时间45～60min，二加热段温度在1120～1210℃，二加时间35～60min，均热段温度在1210～1270℃；均热时间35～45min，总加热时间控制在150～225min，同坯温差≤30℃，板坯温度均匀，元素充分固溶，并有效控制炉生氧化铁皮的厚度与数量，有利于得到良好表面质量的产品材料。
本发明之所以在精轧第一道次后再次进行高压水除鳞：是由于隧道炉内形成的主要是由Fe3O4组成的一次氧化铁皮可以由粗轧机前的立辊轧机入口侧的除鳞机清除，因此设定粗轧除鳞不少于五道次，在保温输送辊道内以及在该辊道与精轧机的除鳞机之间，仍会产生大量的二次氧化铁皮，主要由Fe2O3、Fe3O4组成，可以由精轧机前的除鳞机清除，因此设定精轧前除鳞集管开启数不少于二根，而在精轧机除鳞箱至精轧终轧机架之间产生的三次氧化铁皮比较难于清除，特别是在除鳞点和F3机架之间产生的氧化铁皮中FeO含量高，因此设计了F1机架后除鳞模式，通过F1机架后除鳞确保除鳞的效果，且通过F1机架除鳞水达到对进精轧板面温度的控制，减少三次氧化铁皮的产生，从而得到更好的材料表面质量，并由于F1机架后除鳞的作用，减少了轧制过程中对轧辊表面的磨损消耗，从而可以对钢板的表面粗糙度进行良好的控制。
本发明之所以控制精轧终轧温度控制在830～870℃，是由于在热加工过程中，形变终止温度对钢的组织有重要影响，形变终止温度愈高，晶粒聚集长大的倾向性就愈强，所得到的奥氏体晶粒也就愈粗大，因此应尽量降低成材时的形变终止温度，但一般不低于Ar3，即通过控制轧制控制冷却手段来细化晶粒提高产品质量，且将终轧温度控制在830～870℃，是为了适配轧制节奏，快速轧制，减少三次氧化铁皮的产生，得到高表面质量的产品。
层流冷却，采用前段超快速冷却的方式，冷却速度为180～220℃/s，冷速的增加，可以使Ar3降低，相变核增加，相变后的晶粒成长受到抑制，因此，F晶粒得以细化，对材料起到细晶强化的作用。
本发明之所以控制卷取温度在560～590℃，是通过研究分析，氧化铁皮结构分为三层，氧化亚铁(FeO)最接近铁的那一层，温度低于570℃时，氧化亚铁(FeO)处于不稳定状态，随着钢板表面温度的增加氧化亚铁(FeO)的含量增加，温度高于700℃，氧化亚铁(FeO)在氧化铁皮中的含量达到95％；四氧化三铁(Fe3O4)是氧化铁皮的中间层，温度低于500℃时，氧化铁皮只是由四氧化三铁(Fe3O4)单一相组成，温度高于700℃，四氧化三铁(Fe3O4)中开始形成氧化亚铁(FeO)，且在很高的温度下，四氧化三铁(Fe3O4)只占氧化铁皮的4％。四氧化三铁(Fe3O4)是一种更硬、更耐磨的的相；氧化铁(Fe2O3)处于氧化铁皮的最外层，通常在高温下存在，一般只占氧化铁皮厚度的1％。所以，本发明经过大量实验及分析研究，确定其卷取温度在550～590℃，其这样不仅有利于进一步在材料表面形成以FeO结构为主的疏松氧化铁皮，且降低了氧化铁皮厚度，有利于后续加工利用对材料表面氧化铁皮的去除，从而提高钢板表面质量，提高产品的表面质量，而且还能降低能耗。而现有技术卷取温度控制为630～650℃，其较高的温度导致氧化铁皮厚度大幅度增加，使材料后续加工变得更加困难，且增加了人力成本、工序成本以及设备负担，材料的表面质量随着氧化铁皮厚度的增加及难以去除而变差，表面质量风险增加，过高的卷取温度以及后续工序的难度增加，而导致了能耗的增加。
本发明之所以将平整率设定为2.5％～3.0％，不仅能够扩大材料的塑性变形范围，消除材料的屈服平台，防止冷成形时产生滑移线，同时还能确保材料沿轧制方向延伸率的均匀一致，调整材料的板形及表面质量，有利于提高材料的成形性能。
本发明的金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度12级。
本发明与现有技术相比，不仅保证产品厚度在10～18mm，钢材下屈服强度340～480MPa、抗拉强度470～630MPa，延伸率A80≥32％，材料经闪光对焊后，横向试样180°，弯心直径d＝0a合格，且能消除所述钢板表面麻坑，使其焊接性能优良，能够满足材料闪光对焊后，进行复杂的零件成形性能要求，使材料的焊后成形不良率降低到不超过0.1％。
附图说明
附图1为本发明的金相组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表；
表4为本发明各实施例及对比例炉渣的成分及重量百分比含量情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产：
1)经过转炉冶炼后进入LF炉进行炉外精炼；并在LF炉进行炉外精炼全过程采用吹氩搅拌；
2)进行RH真空处理；控制真空处理结束时，钢水中的P≤0.008％，S≤0.005％，真空处理时间不低于25min；；成分微调之后进行钙处理，并按照680～880g/吨钢喂入Si-Ca线，喂入速率控制在280～340m/min；
3)连铸成坯对铸坯加热，加热温度控制在1210～1270℃；
4)进行粗轧，并控制其结束温度在1030～1070℃；
5)连续两次进行常规高压除鳞；
6)进行第一道次常规精轧；
7)进行高压除磷，其水压及水流量同于精轧前的除鳞；
8)常规进行第二及后续道次精轧，并控制终轧温度在830～870℃；
9)进行超快速冷却，在冷却速度为180～220℃/s下冷却至卷取温度；
10)进行卷取：控制卷取温度在550～590℃；
11)平整：平整率为2.5％～3.0％。
表1本发明各实施例及对比例的化学成分列表(wt％)
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
表3本发明各实施例及对比例的力学性能检测结果列表
表4本发明各实施例及对比例炉渣的成分及含量情况列表(wt％)
从表3可以看出，本发明材料具有良好的焊接性能，以及良好的焊后成形性能，能够解决当前材料存在的高强度与高使用性能不匹配的问题，完全能够非公路车轮对材料的严格要求，解决当前存在的焊接成形缺陷问题，提高材料的成材率、增加用户的经济效益。成形不良率值的得出，是根据采用本发明钢板后所做制作汽车所需零部件量而产生的废品量所得。本申请的各实施例焊后成型全部合格，满足用户要求。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims (3)

1.一种焊接性能优良的车轮钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.031～0.061%，Si：0.250～0.350%，Mn：1.35～1.55%，P：≤0.005%，S：≤0.0015%，O：≤0.0015%，N：≤0.0020%，Als：0.015～0.045%，Nb：0.010~0.020%，余量为Fe及不可避免的杂质；并控制焊接裂纹敏感系数按U.C.S.=230C +190S+75P +45Nb–12.3Si–5.4Mn-1≤8.0。
2.生产如权利要求1所述的一种焊接性能优良的车轮钢的方法，其步骤：
1）经过转炉冶炼后进入LF炉进行炉外精炼；并在LF炉进行炉外精炼全过程采用吹氩搅拌；
2）进行RH真空处理；控制真空处理结束时，钢水中的P≤0.008%，S≤0.005%，真空处理时间不低于25min;；成分微调之后进行钙处理，并按照680～880g/吨钢喂入Si-Ca线，喂入速率控制在280～340m/min；
3）连铸成坯对铸坯加热，加热温度控制在1210~1270℃；
4）进行粗轧，并控制其结束温度在1030~1070℃；
5)连续两次进行常规高压除鳞；
6）进行第一道次常规精轧；
7）进行高压除磷，其水压及水流量同于精轧前的除鳞；
8）常规进行第二及后续道次精轧，并控制终轧温度在830~870℃；
9）进行超快速冷却，在冷却速度为180～220℃/s下冷却至卷取温度；
10）进行卷取：控制卷取温度在550～590℃；
11）平整：平整率为2.5%～3.0%。
3.如权利要求2所述的一种焊接性能优良的车轮钢的方法，其特征在于：LF炉外精炼过程中炉渣的成分及重量百分比含量为：CaO：55％～59％、Al2O3：21％～24％、MgO：7％～10％、SiO2：10％～14％、TFe＜0.5％，以及控制炉渣的碱度R：3.2～3.8。
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