CN112342466A - 一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法，属于车轮轮辐用双相钢技术领域，所述双相钢由如下质量分数的化学成分组成，C：0.08‑0.10％，Si：0.10‑0.20％，Mn：1.65‑1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3‑0.5％，Cr：0.51‑0.70％，Nb：0.041‑0.060％，Ti：0.01‑0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；所述双相钢的金相组织由针状铁素体和马氏体组成。本发明提供的双相钢抗拉强度为855‑875MPa，伸长率为18‑22％，成形性好，屈强比低，为0.73‑0.78,180°横向、纵向冷弯合格，疲劳强度极限为470‑481MPa，疲劳强度好，周长偏差为0‑0.5mm，回弹小，性能好。

Description

一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于车轮轮辐用双相钢技术领域，尤其涉及一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法。
背景技术
汽车轮辐多采用强度较高的双相钢作为原材料，随着明确整车减重及材料强度升级的发展趋势，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。其中车轮轮辐作为汽车零件也加快了研发步伐，目前，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，对于30kg重量的22.5×9.0J商用车车轮轮辐某些部位厚度减薄能够达到50％以上，硬度提高50％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。
发明内容
为解决上述的技术问题，本发明提供了一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法，在具备良好强度的基础上，提高车轮轮辐用双相钢的塑性，避免旋压加工时出现开裂现象，同时还兼具良好的疲劳性能。
第一方面，本发明实施例提供了一种850MPa级车轮轮辐用双相钢，所述双相钢由如下质量分数的化学成分组成，
C：0.08-0.10％，Si：0.10-0.20％，Mn：1.65-1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3-0.5％，Cr：0.51-0.70％，Nb：0.041-0.060％，Ti：0.01-0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；
所述双相钢的金相组织由针状铁素体和马氏体组成。
进一步地，所述针状铁素体的体积分数为70-75％，所述马氏体的体积分数为25-30％。
进一步地，所述双相钢的晶粒度等级为13级。
进一步地，所述双相钢的厚度为8-12mm。
第二方面，本发明实施例提供了上述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，所述方法包括，
获得板坯，所述板坯由如下质量分数的化学成分组成，C：0.08-0.10％，Si：0.10-0.20％，Mn：1.65-1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3-0.5％，Cr：0.51-0.70％，Nb：0.041-0.060％，Ti：0.01-0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；
对所述板坯依次进行加热、轧制、冷却和卷取，获得双相钢；
所述冷却包括第一段水冷、空冷和第二段水冷，所述第一段水冷中，冷却速率为50-80℃/s，开始温度为840-880℃，结束温度为680-720℃；所述空冷时间为8-12s；所述第二段水冷中，冷却速率为80-120℃/s，开始温度为630-670℃，结束温度为350-450℃；所述卷取温度为350-450℃。
进一步地，所述第一段水冷中，冷却速率为60℃/s，结束温度为700℃；所述空冷时间为10s；所述第二段水冷中，冷却速率为100℃/s；所述卷取温度为400℃。
进一步地，所述加热时间为3-5h，所述加热温度为1200-1250℃。
进一步地，所述加热温度为1230℃。
进一步地，所述轧制包括粗轧和精轧，所述粗轧结束温度为1020-1050℃，所述精轧采用恒速轧制，所述精轧结束温度为840-880℃。
进一步地，所述精轧结束温度为860℃。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明提供了一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法中，双相钢采用C和Mn为基础强化元素，C、Mn、Al和Cr保证材料淬透性以便生成低温相马氏体组织，以提高材料的强度；Nb和Ti元素在精轧阶段可以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与固溶，起提高铁素体强度的作用。而大量的针状铁素体组织可以保证材料的塑性，提高伸长率，使其具有良好的变形性，防止旋压变形时出现开裂问题。上述元素和组织综合作用，使双相钢抗拉强度为855-875MPa，伸长率为18-22％，成形性好，屈强比低，为0.73-0.78,180°横向、纵向冷弯合格，疲劳强度极限为470-481MPa，疲劳强度好，周长偏差为0-0.5mm，回弹小，性能好。
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一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图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它的附图。
图1为本发明实施例1的850MPa级车轮轮辐用双相钢的金相组织，位置为厚度1/4处，放大倍数为1000倍。
图2为本发明对比例1的车轮轮辐用双相钢的金相组织，位置为厚度1/4处，放大倍数为500倍；
图3为本发明对比例2的汽车结构用钢的金相组织，位置为厚度1/4处，放大倍数为1000倍。
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。
本发明实施例提供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850MPa级车轮轮辐用双相钢，所述双相钢由如下质量分数的化学成分组成，
C：0.08-0.10％，Si：0.10-0.20％，Mn：1.65-1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3-0.5％，Cr：0.51-0.70％，Nb：0.041-0.060％，Ti：0.01-0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；
所述双相钢的金相组织由针状铁素体和马氏体组成。
各化学元素的作用如下：
碳：碳含量对钢材的淬透性、成分偏析、抗拉强度、硬度、延伸率等组织性能指标有很大的影响，为了在保证强度的基础上，获得材料的高成形性和高疲劳性，得到均匀的目标组织，成分上需要保证材料的淬透性，但又不能提高组织偏析的倾向，因而本发明的碳含量不低于0.08％，不高于0.10％。
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1.65％，则不能满足材料强度要求；但是添加过量的锰，会降低延伸率，增加板坯成分偏析严重程度，鉴于此将其上限定为1.85％。
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0.010％，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，铝还阻碍碳化物的形成，将碳保留在熔体中，提高奥氏体淬透性，促使奥氏体的稳定，适当含量的铝可促进马氏体转变，为此，将Al含量控制在0.3～0.5％。
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0.51％，否则影响钢的淬透性；也不应高于0.70％，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。在空冷阶段以及卷取后，铌的析出与固溶均能提高铁素体强度，降低铁素体马氏体硬度差，有利于疲劳性能，铌的含量低于0.041％则影响钢的强度，高于0.06％则增加生产成本。
钛：钛的作用与铌相似。钛可以高温下与氮结合优先析出，起到细化奥氏体体作用。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，钛的含量低于0.01％则影响钢的强度，高于0.03％则增加生产成本与性能稳定性。
针状铁素体是一种较软的相，其可以使车轮轮辐用双相钢具有良好的塑性，提高伸长率，从而具备良好的成形性；马氏体属于较硬的相，其可以使双相钢具有高的强度，从而使其在服役过程中不易萌生裂纹，从而进一步的提高疲劳性能。
在本发明中，C和Mn为基础强化元素，C、Mn、Al和Cr保证材料淬透性以便生成低温相马氏体组织，以提高材料的强度；Nb和Ti元素在精轧阶段可以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与固溶，起提高铁素体强度的作用。而大量的针状铁素体组织可以保证材料的塑性，提高伸长率，使其具有良好的变形性，防止旋压变形时出现开裂问题。上述元素和组织综合作用，使双相钢同时具有850MPa级抗拉强度和15.5-22％的伸长率，具有良好的塑性。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述铁素体的体积分数为70-75％，所述马氏体的体积分数为25-30％。使铁素体和马氏体的体积分数控制在上述范围使双相钢同时具有850MPa级抗拉强度和15.5-22％的伸长率。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述双相钢的厚度为8-12mm。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述双相钢的晶粒度等级为13级。
晶粒度等级越大，晶粒尺寸越小。晶粒度等级控制为13级，可以使材料的晶粒尺寸较小，这有利于提高双相钢的强度和韧性。若晶粒度等级控制较小，晶粒尺寸较大，会减弱细晶强化效果，降低双相钢的强度与冲击韧性。
第二方面，本发明实施例提供了上述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，所述方法包括，
S1，获得板坯，所述板坯由如下质量分数的化学成分组成，C：0.08-0.10％，Si：0.10-0.20％，Mn：1.65-1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3-0.5％，Cr：0.51-0.70％，Nb：0.041-0.060％，Ti：0.01-0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；
S2，对所述板坯依次进行加热、轧制、冷却和卷取，获得双相钢；
所述冷却包括第一段水冷、空冷和第二段水冷，所述第一段水冷中，冷却速率为50-80℃/s，开始温度为840-880℃，结束温度为680-720℃；所述空冷时间为8-12s；所述第二段水冷中，冷却速率为80-120℃/s，开始温度为630-670℃，结束温度为350-450℃；所述卷取温度为350-450℃。
冷却工序中采用三段冷却法，即第一段水冷+空冷+第二段水冷，这可以使第一段水冷过程中形成大量的铁素体组织；空冷阶段使铁素体晶粒长大，以使车轮轮辐用双相钢具有良好的塑性；第二水冷阶段使残余的奥氏体转变成马氏体，以使车轮轮辐用双相钢具有良好的强度和疲劳性能。第二水冷后马氏体会出现相变体积膨胀，在与之相邻的铁素体内形成了大量的高密度位错，这种位错有利于摆脱碳氮原子与小颗粒析出物的钉扎，在一体成形的厚度大变形中更容易移动，连续屈服能力强，消除屈服平台，降低屈强比，从而其热轧相变强化钢具有良好的变形性，明显减轻了成形后的回弹现象。。
若第一水冷速率过小，生产效率低，若第一水冷速率过大，由于双相钢的厚度较厚，在厚度方向上中部和表面的温差较大，会造成铁素体组织不均匀。第一水冷结束温度为铁素体的转变温度，第一水冷结束温度过低，会生成珠光体组织，第一水冷结束温度过高，材料内为奥氏体组织，无法形成铁素体组织。
空冷时间不可过长，否则会提高铁素体体积分数，降低双相钢的强度，同时会缩短第二段的水冷时间，因冷却线长度不足而无法冷却至卷取温度。空冷时间过短，会使铁素体组织体积分数不足。
第二水冷速率过大，会造成形成的马氏体组织不均匀。第二段水冷速率不可过小，如果过小，会使热轧双相强化钢中形成珠光体组织，这会恶化双相钢的疲劳性能和强度；另一方面还会影响生产效率，因冷却线长度不足而无法冷却至卷取温度。第二段水冷结束温度过低，则会影响马氏体形态。第二水冷结束温度过高，奥氏体将不能全部转变为马氏体，而部分转变为贝氏体，从而影响热轧双相钢的疲劳性能和强度。
作为本发明实施例的一种实施方式，优选的，所述第一段水冷中，冷却速率为60℃/s，结束温度为700℃；所述空冷时间为10s；所述第二段水冷中，冷却速率为100℃/s；所述卷取温度为400℃。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述加热时间为3-5h，所述加热温度为1200-1250℃。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述加热温度为1230℃。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述轧制包括粗轧和精轧，所述粗轧结束温度为1020-1050℃，所述精轧采用恒速轧制，所述精轧结束温度为840-880℃。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述精轧结束温度为860℃。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本发明的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法进行详细说明。
实施例1-9
实施例1-9提供了一种850MPa级车轮轮辐用双相钢及其制备方法，具体如下：
(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，其化学成分如表1所示，余量为Fe和不可避免杂质；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。
(2)将铸坯在首钢京唐2250热连轧机组进行轧制，具体如下：
将铸坯加热后均热处理，然后进行除鳞和定宽，再依次进行1+5道次的粗轧以及精轧，精轧结束后进行层流冷却，层流冷却过程采用第一段水冷+空冷+第二段水冷的三段冷却方式；层流冷却结束后进行卷取冷却至室温，获得车轮轮辐用双相钢。
上述步骤中各工艺参数控制情况如表2和表3所示。
对比例1
对比例1提供了一种车轮轮辐用钢，其化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质，其制备过程与实施例1-9相同，具体的工艺控制如表2和表3所示。
对比例2提供了一种车轮轮辐用钢，其化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质，其制备过程与实施例1-9相同，具体的工艺控制如表2和表3所示。
表1
C/％ Si/％ Mn/％ P/％ S/％ Als/％ Cr/％ Nb/％ Ti/％
实施例1 0.09 0.15 1.75 0.009 0.002 0.40 0.55 0.050 0.015
实施例2 0.10 0.20 1.65 0.010 0.003 0.49 0.60 0.040 0.030
实施例3 0.08 0.10 1.85 0.008 0.002 0.30 0.50 0.045 0.019
实施例4 0.085 0.12 1.76 0.007 0.002 0.38 0.70 0.054 0.016
实施例5 0.095 0.11 1.85 0.009 0.004 0.45 0.65 0.055 0.015
实施例6 0.094 0.16 1.80 0.009 0.002 0.42 0.59 0.050 0.018
实施例7 0.095 0.19 1.65 0.005 0.004 0.40 0.68 0.048 0.025
实施例8 0.087 0.13 1.68 0.008 0.002 0.42 0.64 0.058 0.015
实施例9 0.09 0.18 1.78 0.006 0.003 0.45 0.58 0.056 0.025
对比例1 0.07 0.13 1.52 0.014 0.002 0.042 0.24 0.028 0.015
对比例2 0.08 0.15 1.65 0.014 0.002 0.042 0 0.05 0.10
表2
Figure BDA0002742762100000071
表3
Figure BDA0002742762100000072
Figure BDA0002742762100000081
表4
编号 铁素体/％ 马氏体/％ 珠光体 晶粒度等级
实施例1 71 29 / 13
实施例2 70 30 / 13
实施例3 68 32 / 13
实施例4 72 28 / 13
实施例5 75 25 / 13
实施例6 68 32 / 13
实施例7 67 33 / 13
实施例8 70 30 / 13
实施例9 71 29 / 13
对比例1 92 6 2 12.5
对比例2 95 / 5 12.5
表5
Figure BDA0002742762100000082
对实施例1-9制备的双相钢以及对比例1制备的车轮轮辐用钢取样，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，获得金相组织，并进行晶粒度等级评价，结果如表4所示；依据GB/T 228检测包括屈服强度、抗拉强度和伸长率的力学性能，依据GB/T 232检测横向冷弯性能；并依据GB/T 3075-2008，金属材料疲劳试验轴向力控制方法，检测疲劳强度极限，结果如表5所示。其中，表5中，180°横向冷弯中，b＝35mm，d＝2a，其中b为弯心半径，a为材料厚度。将所取样品旋压成形加工成轮辐，设计的轮辐周长L0，旋压加工后，用球带尺检测其周长为L1，与设计周长做差值，见表5。周长差值越小，表明材料的回弹越小，材料的成形性越好。
根据表5中的数据可知，本发明实施例1-9制备的双相钢其屈服强度为636-683MPa，抗拉强度为855-875MPa，伸长率为18-22％，屈强比为0.73-0.78,180°横向、纵向冷弯合格，疲劳强度极限为470-481MPa，周长偏差为0-0.5mm，回弹小，性能好。
对比例1制备的双相钢，其组织为铁素体和马氏体，可参见图2，屈服强度为526MPa，抗拉强度为735MPa，伸长率为25％，屈强比为0.72,180°横向、纵向冷弯合格，疲劳强度极限为404MPa，周长偏差为0.3mm。
对比例2提供了一种汽车结构用钢，其组织为铁素体和珠光体，参见图3，屈服强度为776MPa，抗拉强度为835MPa，伸长率为17％，屈强比为0.93,180°横向、纵向冷弯合格，疲劳强度极限为401MPa，周长偏差为1.5mm，尺寸不稳定，回弹性能差。
在本发明中，C和Mn为基础强化元素，C、Mn、Al和Cr保证材料淬透性以便生成低温相马氏体组织，以提高材料的强度；Nb和Ti元素在精轧阶段可以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与固溶，起提高铁素体强度的作用。而大量的针状铁素体组织可以保证材料的塑性，提高伸长率，使其具有良好的变形性，防止旋压变形时出现开裂问题。上述元素和组织综合作用，使双相钢抗拉强度为855-875MPa，伸长率为18-22％，成形性好，屈强比低，为0.73-0.78,180°横向、纵向冷弯合格，疲劳强度极限为470-481MPa，疲劳强度好，周长偏差为0-0.5mm，回弹小，性能好。
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 (10)

1.一种850MPa级车轮轮辐用双相钢，其特征在于，所述双相钢由如下质量分数的化学成分组成，
C：0.08-0.10％，Si：0.10-0.20％，Mn：1.65-1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3-0.5％，Cr：0.51-0.70％，Nb：0.041-0.060％，Ti：0.01-0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；
所述双相钢的金相组织由针状铁素体和马氏体组成。
2.根据权利要求1所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢，其特征在于，所述针状铁素体的体积分数为70-75％，所述马氏体的体积分数为25-30％。
3.根据权利要求1所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢，其特征在于，所述双相钢的晶粒度等级为13级。
4.根据权利要求1所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢，其特征在于，所述双相钢的厚度为8-12mm。
5.如权利要求1-4任一项所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括，
获得板坯，所述板坯由如下质量分数的化学成分组成，C：0.08-0.10％，Si：0.10-0.20％，Mn：1.65-1.85％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.3-0.5％，Cr：0.51-0.70％，Nb：0.041-0.060％，Ti：0.01-0.03％，余量为Fe和不可避免杂质；
对所述板坯依次进行加热、轧制、冷却和卷取，获得双相钢；
所述冷却包括第一段水冷、空冷和第二段水冷，所述第一段水冷中，冷却速率为50-80℃/s，开始温度为840-880℃，结束温度为680-720℃；所述空冷时间为8-12s；所述第二段水冷中，冷却速率为80-120℃/s，开始温度为630-670℃，结束温度为350-450℃；所述卷取温度为350-450℃。
6.根据权利要求5所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，其特征在于，所述第一段水冷中，冷却速率为60℃/s，结束温度为700℃；所述空冷时间为10s；所述第二段水冷中，冷却速率为100℃/s；所述卷取温度为400℃。
7.根据权利要求5所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，其特征在于，所述加热时间为3-5h，所述加热温度为1200-1250℃。
8.根据权利要求7所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，其特征在于，所述加热温度为1230℃。
9.根据权利要求5所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，其特征在于，所述轧制包括粗轧和精轧，所述粗轧结束温度为1020-1050℃，所述精轧采用恒速轧制，所述精轧结束温度为840-880℃。
10.根据权利要求9所述的一种850MPa级车轮轮辐用双相钢的制备方法，其特征在于，所述精轧结束温度为860℃。
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