CN110551942B - 一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法，所述热轧汽车轮辋用双相钢化学成分质量百分比为：C：0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.3～0.5％，Cr：0.15～0.35％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。采用本发明的制备方法所得的热轧汽车轮辋用双相钢用于制作轻量化商用车车轮轮辋，其车轮径向疲劳寿命超过100万次，因焊接导致的加工开裂缺陷率低于1％，满足客户要求。

Description

一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于双相钢技术领域，特别涉及一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法。
背景技术
铁素体贝氏体双相钢是一种由铁素体和贝氏体构成的先进的高强钢，软相铁素体为基体，占多数，赋予了双相钢良好的塑性及较低的屈服强度；硬相的贝氏体赋予双相钢较高的抗拉强度。由双相钢的上述组织特征决定了其具有良好的强塑性、低屈强比、高初始加工硬化率、良好烘烤硬化性能及抗疲劳性能等，因而双相钢可以满足汽车多个部件的应用条件，尤其是其具有的高强度可以使汽车重量减轻，从而兼顾了汽车的安全性和节能性。
近年来，双相钢应用于商用汽车车轮轮辋，始终在不断研究和发展，商用汽车轻量化无内胎车轮轮辋的生产加工工艺包括：下料-卷圆-电阻对焊-焊缝清理-扩口-三次滚形-校正-冲气门孔。因加工工艺和使用用途，商用汽车轮辋对于材料的焊接性能、疲劳性能、成形性能、表面质量、钢水纯净度、组织均匀性都有非常高的要求。
目前，22.5×9.0J型37kg轻量化商用车车轮已经在国内多家车轮厂完成开发，轮辋所用原料为厚度5.4～5.6mm，抗拉强度590MPa级别的钢板。目前随着车轮轻量化的持续推进，22.5×9.0J型34kg轻量化商用车车轮的研发也在多家车轮厂展开，其中，轮辋设计厚度为4.6～4.8mm，与22.5×9.0J型37kg轻量化商用车车轮轮辋相比，厚度减薄量约14％。原来所供应的590MPa级别材料已经不能满足34kg轻量化商用车车轮轮辋对疲劳性能，即在台架试验机上旋转100万次，不变形不开裂，且焊接后开裂率不超过1％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650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法，以解决现有技术中轻量化商用车车轮轮辋用钢因疲劳强度极限低、焊接性能差导致的不能满足34kg轻量化商用车轮辋对疲劳寿命和合格率要求的问题。
一方面，本发明公开了一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.3～0.5％，Cr：0.15～0.35％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步地，所述汽车轮辋用双相钢的显微组织为铁素体和贝氏体。
进一步地，所述铁素体体积分数为85～90％，所述贝氏体体积分数为10～15％。
另一方面，本发明还公开了一种上述650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的制备方法，包括，
高炉冶炼所得铁水依次经过铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼、RH真空脱气处理、钙处理、连铸、板坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷取。
进一步地，所述板坯加热时间控制为3～5小时，出炉温度控制为1200～1260℃。
进一步地，所述粗轧工序的出口温度控制为1010～1050℃。
进一步地，所述精轧采用升速轧制，精轧终轧温度控制为840～880℃。
进一步地，所述冷却工序为前端层流集中冷却，所述冷却速度控制为40～60℃/s。
进一步地，所述卷取温度控制为460～500℃。
更进一步地，在所述粗轧后、精轧前开启保温罩。
本发明的有益效果至少包括：
本发明公开了一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢，由于采用Al-Cr-Nb-Ti体系成分设计，其中的C、Mn、Al、Cr保证材料淬透性以便生成低温相贝氏体组织，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，同时在铁素体中有适当析出起提高强度的作用，通过以上元素的成分配比，可以不添加成本昂贵的Mo等金属元素，即可保证材料的性能满足标准的要求。
采用上述元素配比的材料制造双相钢时，其中的铁水预脱硫、LF+RH双联精炼处理可去除钢水中的杂质，采用钙处理工艺使钢水内的高熔点夹杂物变性处理为低熔点的夹杂物，保证了钢水的洁净度，对处理后钢水连铸获得的板坯，由于采用热轧与层流冷却工艺相配合，可充分发挥细晶强化和相变强化作用，以生产出焊接性能优良、高表面质量、疲劳性能符合客户要求的汽车轮辋用钢。
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为本发明实施例的一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢制备方法的工艺步骤图；
图2为本发明实施例的650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的金相显微组织。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
一方面，本发明实施例提供了一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.3～0.5％，Cr：0.15～0.35％，Nb：0.03～0.05％，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，Si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，因此应限制双相钢中的Si含量。
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：磷和硫都是钢中的有害元素：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对钢材的不利影响。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，为此，铝的含量不低于0.02％时，否则不能发挥其效果；此外，当铝含量提高至0.3～0.5％时，能够起到提高奥氏体的淬透性，抑制珠光体转变，促进贝氏体形成的作用。
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0.35％，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。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，有助于在精轧阶段细化奥氏体晶粒。由于钛与氮的形成温度较高，因此通过控制钛、氮的含量，提高铌在铁素体中的有效析出量。本发明设计铌的含量为0.03～0.05％，在保障轮辋用钢的强度的前提下，尽可能的降低生产成本。
钛：钛的作用与铌相似。钛可以高温下与氮结合优先析出，起到细化奥氏体的作用。同时其碳化物在铁素体基体析出起到析出强化作用，但钛含量过高容易引起力学性能的大幅度波动。因此，鉴于以上原因，设计钛的含量0.01～0.03％，保证强度的同时可以使力学性能稳定。
本发明成分设计中，C、Mn、Al、Cr保证材料淬透性以便生成低温相贝氏体组织，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，同时在铁素体中有适当析出起提高强度的作用。以上元素综合作用来保证材料的性能满足标准的要求。
本发明采用Al-Cr-Nb-Ti体系成分设计，不添加成本昂贵的Mo等金属元素，发挥微合金元素Nb、Ti的析出强化和细晶强化作用，采用铁水预脱硫、LF+RH双联精炼处理去除钢水中的杂质，采用Ca处理工艺使钢水内的高熔点夹杂物变性处理为低熔点的夹杂物，保证了钢水的洁净度。对以上处理过的钢水连铸获得板坯，采用常规热轧与层流冷却工艺相配合，充分发挥细晶强化和相变强化作用，生产出焊接性能优良、高表面质量、疲劳性能符合客户要求的汽车轮辋用钢。
进一步地，所述汽车轮辋用双相钢的显微组织为铁素体和贝氏体。
进一步地，所述铁素体体积分数为85～90％，所述贝氏体体积分数为10～15％。
双相钢中大量的铁素体，使其具有相当高的延伸率和良好的塑性。而硬质的贝氏体作为强化相弥散均匀分布于铁素体晶界或晶内，使双相钢具有较高的抗拉强度。汽车车轮轮辋用双相钢显微组织为铁素体和贝氏体，使车轮轮辋用钢同时兼具良好的塑性和抗拉强度。
另一方面，本发明实施例还提供了一种上述650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的制备方法，图1为本发明实施例的一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的制备方法工艺步骤图，结合图1，制备方法包括，
S1，高炉冶炼所得铁水进行铁水预处理。
高炉铁水经过铁水预处理主要是为了脱除铁水中的杂质S，减轻转炉冶炼和精炼工序的脱硫压力。
S2，铁水预处理的铁水依次经过转炉冶炼、LF精炼、RH真空脱气处理、钙处理、连铸获得板坯。
转炉冶炼、LF精炼、RH真空脱气处理以及钙处理工序是为了将钢水中的S、P、气体、夹杂等进一步去除，同时使各个组分的质量百分比达到设计要求。连铸是为了将成分合格的铁水浇注成一定尺寸的板坯，为热轧提供原料。
S3，将连铸获得的板坯依次经过加热、粗轧和精轧获得钢板。
其中，所述板坯加热时间控制为3～5小时，出炉温度控制为1200～1260℃。
板坯加热时间控制为3～5小时，既可以保证板坯加热温度均匀，还不会造成过烧和能源浪费。出炉温度控制为1200～1260℃，为粗轧奥氏体形变提供条件。
进一步地，所述粗轧工序的出口温度控制为1010～1050℃。
需要说明，粗轧工序至少保证3道次除鳞，防止除鳞不净所带来的氧化铁皮压入、麻面等热轧汽车轮辋用钢表面质量问题。
进一步地，所述精轧采用升速轧制，精轧终轧温度控制为840～880℃。
在精轧过程中，微合金元素的碳氮化物会在奥氏体晶界析出，同时第二相的析出会阻碍晶粒的长大，实现析出强化和细晶强化作用。
更进一步地，在所述粗轧后、精轧前开启保温罩。
板坯经过粗轧后得到中间坯，中间坯在运行至精轧机组前，开启保温罩，可以防止中间坯过度降温，影响精轧的效果。
S4，将获得的钢板依次进行层流冷却、卷取获得热轧汽车轮辋用双相钢。
其中，所述层流冷却为前段层流集中冷却，所述冷却速度控制为40～60℃/S。
前段层流集中冷却，冷却速度控制为40～60℃/s，将其控制在该范围内可以使最终的热轧汽车轮辋用钢具有优良的板形、均匀的贝氏体和铁素体组织以及均匀的力学性能。如果冷却速度过快，会导致热轧汽车轮辋用钢出现翘曲、镰刀弯等板形不良问题，同时会造成热轧汽车轮辋用钢的表层和内部的组织不均匀、力学性能不均匀的现象，导致加工成的汽车轮辋焊接性能、疲劳性能不合格。如果冷却速度过慢，会使热轧汽车轮辋用钢组织为珠光体组织，而得不到贝氏体组织。
进一步地，所述卷取温度控制为460～500℃。
卷取温度对热轧汽车轮辋用双相钢的显微组织有重要影响，在460～500℃温度范围内进行卷取，会生成贝氏体组织。该温度如果过低，即冷却速度过快，会生成马氏体组织，而得不到贝氏体。该温度过高，会生成珠光体组织，而得不到贝氏体组织。
在卷取时，微合金元素的碳氮化物仍然会在晶界析出，发挥析出强化作用。
本发明实施例的一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法，采用合理的成分和工艺设计，其中，C、Mn、Al、Cr可以保证材料的淬透性，同时辅以层流冷却工艺，以便生成低温相贝氏体组织；Nb、Ti元素可以提高精轧阶段的奥氏体未再结晶温度，增加奥氏体未再结晶区变形，从而细化晶粒；同时Nb、Ti元素在铁素体中有适当的析出，起到提高热轧汽车轮辋用双相钢的强度的作用。采用本发明实施例的制备方法，解决了汽车轮辋用钢在加工焊接过程中焊缝及热影响区软化的问题，同时具有良好的成形性和疲劳性能，用于34kg轻量化商用车车轮轮辋后，径向疲劳寿命能够达到100万次以上，因焊接问题导致的加工开裂率低于1％，满足客户要求。
为了更好的理解上述技术方案，下面将结合具体的实施例对上述技术方案作进一步的说明。
下面将列举9个实施例，对上述的一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢及其制备方法的技术方案做进一步说明。
在本发明的9个实施例中，LF精炼工序添加的硅铁合金为FeSiAl2.0；锰铁合金为FeMn78C2.0；铌铁合金为FeNb60-A，其中Nb的质量分数为65％；铬铁合金为FeCr55C400。
RH真空脱气处理工序添加的锰铁合金为FeMn78C2.0；铌铁合金为FeNb60-A合金，其中Nb的质量分数为65％；钛铁合金为FeTi30-A。
轧制工序在2250mm热连轧机组进行，经过轧制所得的热轧汽车轮辋用钢的宽度范围为1000～2000mm。
本实施例所提供的方法包括，
S1，高炉冶炼所得铁水进行KR脱硫处理。
S2，铁水预处理的铁水依次经过转炉冶炼、LF精炼、RH真空脱气处理、钙处理、连铸获得板坯。浇注所得的板坯下线进入缓冷坑缓冷。
9个实施例所得板坯的化学成分参见表1。
S3，将连铸获得的板坯依次经过加热、粗轧和精轧获得钢板。
其中，所述板坯加热时间控制为3～4.9小时，出炉温度控制为1200～1260℃。
进一步地，所述粗轧工序的出口温度控制为1010～1049℃，粗轧工序采用1+5道次粗轧。
进一步地，所述精轧采用升速轧制，精轧终轧温度控制为840～878℃。
更进一步地，在所述粗轧后、精轧前开启保温罩。
S4，将获得的钢板依次进行层流冷却、卷取获得热轧汽车轮辋用双相钢。
其中，所述层流冷却为前段层流集中冷却，所述冷却速度控制为40～60℃/S。
进一步地，所述卷取温度控制为460～500℃。
本发明的9个实施例具体工艺参数控制参见表2。
将本发明9个实施例所得的热轧汽车轮辋用双相钢的力学性能检测按照GB/T 228执行，冷弯性能检测按照GB/T 232执行，9个实施例的力学性能和冷弯性能检测结果参加表3；将所得的热轧汽车轮辋用双相钢取样，经研磨和抛光后，采用重量浓度为4％的硝酸酒精溶液腐蚀，利用Leica-DMI5000M金相显微镜拍摄，金相显微组织参见图2.
表1
编号 C，％ Si，％ Mn，％ P，％ S，％ Alt，％ Cr，％ Nb，％ Ti，％
实施例1 0.06 0.15 1.65 0.010 0.002 0.35 0.20 0.035 0.02
实施例2 0.10 0.20 1.70 0.012 0.003 0.36 0.25 0.04 0.03
实施例3 0.08 0.10 1.50 0.011 0.002 0.33 0.20 0.030 0.01
实施例4 0.07 0.12 1.66 0.010 0.002 0.38 0.15 0.034 0.016
实施例5 0.09 0.11 1.55 0.012 0.004 0.32 0.22 0.039 0.015
实施例6 0.06 0.16 1.50 0.009 0.002 0.30 0.19 0.023 0.010
实施例7 0.10 0.19 1.60 0.014 0.004 0.39 0.20 0.038 0.025
实施例8 0.07 0.13 1.52 0.014 0.002 0.42 0.24 0.048 0.015
实施例9 0.09 0.18 1.68 0.012 0.003 0.40 0.18 0.036 0.025
表2
Figure BDA0002193080590000071
表3
Figure BDA0002193080590000081
本发明9个实施例所得的热轧汽车轮辋用双相钢的抗拉强度均超过650MPa，力学性能、冷弯性能符合要求，经过检测，微观金相组织为铁素体和贝氏体。在热轧汽车轮辋用双相钢热卷上取样，并经过连续闪光对焊，通过维氏硬度检测，焊缝硬度高于母材30～50HV，焊缝热影响区硬度不低于母材硬度，无软化现象。因此焊接后的轮辋成形性良好，因加工开裂导致的废品率≤1％，符合轻量化商用汽车轮辋用钢的使用要求。
对在热轧汽车轮辋用双相钢上取钢板样品，经过轴向力拉压疲劳检测，疲劳强度极限比590MPa高强度轮辋用钢提高约20～30MPa，用于轻量化商用汽车车轮轮辋后，车轮整体的径向疲劳寿命能够达到100万次以上，满足用户要求。
以上所举实施例为本发明的较佳实施方式，仅用来方便说明本发明，并非对本发明作任何形式下的限制，任何所述技术领域中具有通常知识者，若在不脱离本发明所提技术特征的范围内，利用本发明所揭示技术内容所作出局部更动或修饰的等效实施例，并且未脱离本发明的技术特征内容，均仍属于本发明技术特征的范围内。

Claims (3)

1.一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的制备方法，其特征在于，所述汽车轮辋用双相钢的化学成分质量百分比为：C：0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.50～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.3～0.5％，Cr：0.15～0.35％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；所述汽车轮辋用双相钢的显微组织包括铁素体和贝氏体，所述铁素体体积分数为85～90％，所述贝氏体体积分数为10～15％；
所述制备方法包括：
高炉冶炼所得铁水依次经过铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼、RH真空脱气处理、钙处理、连铸、板坯加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取工序，其中，所述板坯加热工序的加热时间控制为3～5小时，出炉温度控制为1200～1260℃，所述粗轧工序的出口温度控制为1010～1050℃，所述层流冷却工序为前段层流集中冷却，所述冷却速度控制为40～60℃/s，所述卷取工序的温度控制为460～490℃。
2.根据权利要求1所述的一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的制备方法，其特征在于，所述精轧工序采用升速轧制，精轧终轧温度控制为840～880℃。
3.根据权利要求1所述的一种650MPa级热轧汽车轮辋用双相钢的制备方法，其特征在于，在所述粗轧后、精轧前开启保温罩。
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CN114875333B (zh) * 2022-05-31 2023-09-15 本钢板材股份有限公司 一种650MPa级商用车轮辋用钢的制造方法
CN115194415B (zh) * 2022-08-09 2023-09-05 中新(重庆)超高强材料研究院有限公司 一种超高强度轻量化商用车钢制车轮的制造方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN102400038A (zh) * 2011-12-06 2012-04-04 首钢总公司 一种热轧双相钢及其生产方法
CN109023106A (zh) * 2018-09-25 2018-12-18 首钢集团有限公司 一种冷轧热镀锌复相钢及其制备方法

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