CN112458358B - 一种500MPa级热轧相变强化钢及其制备方法、应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种500MPa级热轧相变强化钢及其制备方法、应用，属于重载车辆车轮用钢技术领域，所述热轧相变强化钢由如下质量分数的化学成分构成，C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.20～1.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015～0.05％，Cr：0.20～0.50％，余量为Fe和不可避免杂质；所述热轧相变强化钢的金相组织由铁素体、马氏体和贝氏体组成。本发明提供的热轧相变强化钢，其屈服强度为398‑433MPa，抗拉强度为532‑580MPa，延伸率为34‑37％，成形性好，180°冷弯均合格，疲劳强度极限为293‑319MPa，疲劳性能优良，可延长服役寿命。
Description
技术领域
本发明属于重载车辆车轮用钢技术领域，尤其涉及一种500MPa级热轧相变强化钢及其制备方法、应用。
背景技术
相变强化钢由于其具有良好的强度，可以用于制作矿用自卸车等重载车辆的车轮。矿用自卸车等重载车辆一般在山路、矿区、渣土区等非高速公路场景下应用，虽然运行速度不高，但是要求车轮必须能够承受重载，单轮载重可达10吨。通常使用的普通型钢车轮为充气轮，其服役寿命短，而且存在高温爆胎的安全隐患。为了解决上述问题，采用一体成形无内胎车轮，以此来大幅度提高疲劳寿命与安全性。但是一体成型无内胎车轮需要一体成形加工，这对材料的成形性能要求极高，因此钢板需要经过多次旋压变形，厚度变形量可达65％，同时还需要具备极高的疲劳寿命，在单轮10吨的重载服役条件下必须保证安全性。
目前，国内一体化车轮成形所用材料为抗拉强度不超过380MPa的钢板，其疲劳性能差，服役寿命较短。因此，亟需一种在满足成形性能的前提下，具有良好的疲劳性能的材料，以提高一体成形无内胎车轮的使用寿命。
发明内容
本发明提供了一种500MPa级热轧相变强化钢及其制备方法、应用，以解决现有技术中，一体化成形无内胎车轮所用材料疲劳寿命差，服役寿命短的技术问题。
一方面，本发明实施例提供了一种500MPa级热轧相变强化钢，所述热轧相变强化钢由如下质量分数的化学成分构成，C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.20～1.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015～0.05％，Cr：0.20～0.50％，余量为Fe和不可避免杂质；
所述热轧相变强化钢的金相组织由铁素体、马氏体和贝氏体组成。
进一步地，所述铁素体的体积分数为80-85％，所述马氏体和贝氏体的体积分数总和为15-20％。
进一步地，所述铁素体的体积分数为85％，所述马氏体的体积分数为10％，所述贝氏体的体积分数为5％。
进一步地，所述热轧相变强化钢的晶粒度等级为9级。
进一步地，所述热轧相变钢的厚度为16-22mm。
另一方面，本发明实施例还提供了上述的热轧相变强化钢的制备方法，所述方法包括，
对上述化学成分的板坯进行加热、轧制、冷却和卷取，获得热轧相变强化钢；
所述冷却包括第一水冷、空冷和第二水冷，所述第一水冷速率为30-60℃/s，所述第一水冷结束温度为680-710℃；所述空冷时间为8-12s；所述第二水冷速率为30-60℃/s，所述第二水冷结束温度为350-450℃；
所述卷取温度为350-450℃。
进一步地，所述第一水冷速率为50℃/s，第一水冷结束温度为700℃；所述空冷时间为10s；所述第二水冷速率为50℃/s，所述第二水冷结束温度为400℃。
进一步地，所述加热工序中，加热温度为1160-1200℃，加热时间为3-5h；所述轧制工序包括除鳞、定宽、粗轧和精轧，所述精轧为恒速轧制，所述精轧结束温度为820-860℃。
进一步地，所述加热温度为1180℃，所述精轧结束温度为840℃。
再一方面，本发明实施例还提供了上述的一种500MPa级热轧相变强化钢的应用，其特征在于，将所述相变强化钢用于制作重载车辆一体成形无内胎车轮。
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500MPa级热轧相变强化钢及其制备方法、应用，该相变强化钢采用适量的碳、锰作为基础强化元素，同时添加Cr元素，在形成铁素体的同时增强了残余奥氏体的形成，而残余奥氏体可以转变为马氏体和贝氏体，其中铁素体使热轧相变强化钢具有良好的塑性，提高伸长率，从而具备良好的成形性；较硬强度较高的马氏体和贝氏体组织，使热轧相变强化钢具有500MPa级的抗拉强度，同时使其不容易萌生裂纹，且贝氏体还可以降低裂纹的扩展速率，从而改善了热轧相变强化钢的疲劳性能，提高服役寿命。本发明提供的热轧相变强化钢的屈服强度为398-433MPa，抗拉强度为532-580MPa，延伸率为34-37％，成形性好，180°冷弯均合格，疲劳强度极限为293-319MPa，疲劳性能优良，可延长服役寿命。
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500MPa级热轧相变强化钢的金相显微组织，位置为厚度1/4处，放大倍数为500倍。
图2为本发明对比例1的380MPa级热轧碳锰钢的金相显微组织。
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500MPa级热轧相变强化钢，所述热轧相变强化钢由如下质量分数的化学成分构成，C 0.06～0.10％，Si≤0.20％，Mn：1.20～1.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015～0.05％，Cr：0.20～0.50％，余量为Fe和不可避免杂质；
所述热轧相变强化钢的金相组织由铁素体、马氏体和贝氏体组成。
在本发明中，各元素的作用如下：
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0.06％，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铁皮去除困难形成红锈缺陷，影响表面质量。
锰：锰在钢中起固溶强化元素同时能够稳定奥氏体，提高淬透性，降低奥氏体的相变温度，如果其含量小于1.20％，则不能满足材料强度和淬透性要求；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1.60％。
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：铝与氧和氮有很强的亲和力，是炼钢时的脱氧定氮剂，铝的含量不低于0.015％，否则不能发挥脱氧效果。铝细化钢的本质晶粒，提高晶粒粗化的温度，但当钢中的固溶金属铝含量超过一定值时，奥氏体晶粒反而容易长大粗化。本发明Al含量控制在0.015～0.05％。
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0.2％，否则影响钢的淬透性；也不应高于0.5％，以确保成本经济。
热轧相变强化钢的金相组织包括铁素体、马氏体和贝氏体，其中，铁素体是一种较软的相，其可以使热轧相变强化钢具有良好的塑性，提高伸长率，从而具备良好的成形性；马氏体和贝氏体均属于较硬的相，其可以使热轧相变强化钢具有高的强度，从而使其在服役过程中不易萌生裂纹；并且贝氏体还可以降低疲劳裂纹扩展的速率，提高疲劳裂纹扩展的难度，从而进一步的提高疲劳性能。
本发明采用适量的碳、锰作为基础强化元素，同时添加Cr元素，在形成铁素体的同时增强了残余奥氏体的形成，而残余奥氏体可以转变为马氏体和贝氏体，其中铁素体使热轧相变强化钢具有良好的塑性，提高伸长率，从而具备良好的成形性；较硬强度较高的马氏体和贝氏体组织，使热轧相变强化钢具有500MPa级的抗拉强度，同时使其不容易萌生裂纹，且贝氏体还可以降低裂纹的扩展速率，从而改善了热轧相变强化钢的疲劳性能，提高服役寿命。
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80-85％，所述马氏体和贝氏体的体积分数总和为15-20％。
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85％，所述马氏体的体积分数为10％，所述贝氏体的体积分数为5％。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述热轧相变强化钢的晶粒度等级为9级。晶粒度等级越大，晶粒尺寸越小。热轧相变强化钢的晶粒度等级控制为9级，可以使晶粒尺寸较大，这有利于热轧相变强化钢在一体化成形中的厚度大变形。若晶粒度等级控制较大，晶粒尺寸较小，这会大大提高热轧相变强化钢的强度，在厚度大变形中加工硬化高，不利于变形性。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述热轧相变钢的厚度为16-22mm。
另一方面，本发明实施例还提供了上述的500MPa级热轧相变强化钢的制备方法，所述方法包括，
对前述化学成分的板坯进行加热、轧制、冷却和卷取，获得热轧相变强化钢；
所述冷却包括第一水冷、空冷和第二水冷，所述第一水冷速率为30-60℃/s，所述第一水冷结束温度为680-710℃；所述空冷时间为8-12s；所述第二水冷速率为30-60℃/s，所述第二水冷结束温度为350-450℃；
所述卷取温度为350-450℃。
冷却工序中采用三段冷却法，即第一水冷+空冷+第二水冷，这可以使第一水冷阶段形成大量的铁素体组织；空冷阶段使铁素体晶粒长大，以使热轧相变强化钢具有良好的塑性；第二水冷阶段使残余的奥氏体转变成马氏体和贝氏体组织，以使热轧相变强化钢具有良好的强度和疲劳性能。第二水冷后马氏体与贝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位错，这种位错在一体成形的厚度大变形中更容易移动，连续屈服能力强，从而其热轧相变强化钢具有良好的变形性。
若第一水冷速率过小，生产效率低，若第一水冷速率过大，由于热轧相变强化钢的厚度较厚，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，否则会降低第二水冷开始温度，错过马氏体和贝氏体转变温度，无法形成较硬的马氏体和贝氏体相。空冷时间过短，会使铁素体组织不均匀。
第二水冷速率过大，会造成形成的马氏体和贝氏体组织不均匀。第二水冷速率不可过小，如果过小，会使热轧双相强化钢中形成珠光体组织，这会恶化材料的疲劳性能和强度；另一方面还会影响生产效率。第二水冷结束温度过低，残余奥氏体将全部生成马氏体，无贝氏体组织会恶化材料的疲劳性能与断后伸长率。第二水冷结束温度过高，会使马氏体和贝氏体过少，从而影响热轧相变强化钢的疲劳性能和强度。
其中板坯的宽度为1200-1640mm。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述第一水冷速率为50℃/s，第一水冷结束温度为700℃；所述空冷时间为10s；所述第二水冷速率为50℃/s，所述第二水冷结束温度为400℃。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述加热工序中，加热温度为1160-1200℃，加热时间为3-5h。优选加热温度为1180℃。
所述轧制工序包括除鳞、定宽、粗轧和精轧，所述精轧为恒速轧制，所述精轧结束温度为820-860℃。优选的精轧温度为840℃。
再一方面，本发明实施例还提供了一种500MPa级热轧相变强化钢的应用，将所述相变强化钢用于制作重载车辆一体成形无内胎车轮。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本发明的一种500MPa级热轧相变强化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500MPa级热轧相变强化钢及其制备方法，该方法如下：
(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。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Cr-Fe合金为FeCr55C400。RH精炼时采用的Mn-Fe合金为FeMn78C2.0合金。
(2)将铸坯在首钢京唐2250热连轧机组进行轧制，具体如下：将铸坯加热后进行均热处理，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水冷+空冷+第二水冷三段冷却方式；层流冷却结束后进行卷取冷却至室温，获得热轧相变强化钢。
铸坯的化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质，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380MPa级的碳锰钢及其制备方法，该钢的化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质。该碳锰钢的制备方法如下：将铸坯加热后进行均热处理，然后进行除鳞和顶框，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，层流冷却过程采用前段集中冷却，层流冷却结束后进行卷取冷却至室温，获得固溶强化为主的碳锰钢。其过程工控如表2-3所示。
表1
| 编号 | C/％ | Si/％ | Mn/％ | P/％ | S/％ | Alt/％ | Cr/％ |
| 实施例1 | 0.06 | 0.15 | 1.30 | 0.010 | 0.002 | 0.015 | 0.40 |
| 实施例2 | 0.10 | 0.20 | 1.60 | 0.012 | 0.003 | 0.020 | 0.20 |
| 实施例3 | 0.08 | 0.10 | 1.20 | 0.011 | 0.002 | 0.033 | 0.50 |
| 实施例4 | 0.08 | 0.05 | 1.60 | 0.010 | 0.002 | 0.038 | 0.20 |
| 实施例5 | 0.09 | 0.11 | 1.55 | 0.012 | 0.004 | 0.032 | 0.25 |
| 实施例6 | 0.07 | 0.19 | 1.50 | 0.009 | 0.002 | 0.030 | 0.29 |
| 实施例7 | 0.10 | 0.16 | 1.40 | 0.014 | 0.004 | 0.039 | 0.38 |
| 实施例8 | 0.06 | 0.15 | 1.52 | 0.014 | 0.002 | 0.042 | 0.24 |
| 实施例9 | 0.09 | 0.17 | 1.48 | 0.012 | 0.003 | 0.040 | 0.28 |
| 对比例1 | 0.08 | 0.05 | 1.00 | 0.015 | 0.005 | 0.035 | 0 |
表2
表3
表4
表5
对实施例1-9制备的热轧相变强化钢以及对比例1制备的碳锰钢取样，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。
实施例1-9提供的热轧相变强化钢的屈服强度为398-433MPa，抗拉强度为532-580MPa，延伸率为34-37％，180°冷弯均合格，疲劳强度极限为293-319MPa。对比例1提供的碳锰钢的屈服强度为276MPa，抗拉强度为415MPa，延伸率为38％，180°冷弯均合格，疲劳强度极限为228MPa，疲劳极限低于本发明实施例。
本发明提供了一种热轧相变强化钢及其制备方法，利用了马氏体+贝氏体相变带来的相变强化作用和C、Mn元素的固溶强化作用，使热轧相变强化钢具有高的强度和良好的疲劳性能，通过恒速轧制和三段冷却+低温卷取工艺，保证了目标组织为通卷一致性较高的铁素体+马氏体+贝氏体组织。本发明提供的热轧相变强化钢的屈服强度为398-433MPa，抗拉强度为532-580MPa，延伸率为34-37％，成形性好，180°冷弯均合格，疲劳强度极限为293-319MPa，疲劳性能优良，可延长服役寿命。
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 (8)
1.一种用于制作重载车辆一体成形无内胎车轮的500MPa级热轧相变强化钢，其特征在于，所述热轧相变强化钢由如下质量分数的化学成分构成，C：0.06～0.10%，Si≤0.20%，Mn：1.20～1.60%，P≤0.015%，S≤0.005%，Al：0.015~0.05%，Cr：0.20～0.50%，余量为Fe和不可避免杂质；
所述热轧相变强化钢的金相组织由铁素体、马氏体和贝氏体组成，所述铁素体的体积分数为80-85%，所述马氏体和贝氏体的体积分数总和为15-20%，所述热轧相变强化钢的屈服强度为398-433MPa，抗拉强度为532-580MPa，延伸率为34-37%，疲劳强度极限为293-319MPa。
2.根据权利要求1所述的500MPa级热轧相变强化钢，其特征在于，所述铁素体的体积分数为85%，所述马氏体的体积分数为10%，所述贝氏体的体积分数为5%。
3.根据权利要求1所述的500MPa级热轧相变强化钢，其特征在于，所述热轧相变强化钢的晶粒度等级为9级。
4.根据权利要求1所述的500MPa级热轧相变强化钢，其特征在于，所述热轧相变强化钢的厚度为16-22mm。
5.如权利要求1-4任一项所述的500MPa级热轧相变强化钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括，
对板坯进行加热、轧制、冷却和卷取，获得热轧相变强化钢；所述板坯由如下质量分数的化学成分构成，C：0.06～0.10%，Si≤0.20%，Mn：1.20～1.60%，P≤0.015%，S≤0.005%，Al：0.015~0.05%，Cr：0.20～0.50%，余量为Fe和不可避免杂质；
所述冷却包括第一水冷、空冷和第二水冷，所述第一水冷速率为30-60℃/s，所述第一水冷结束温度为680-710℃；所述空冷时间为8-12s；所述第二水冷速率为30-60℃/s，所述第二水冷结束温度为350-450℃；所述卷取温度为350-450℃。
6.根据权利要求5所述的500MPa级热轧相变强化钢的制备方法，其特征在于，所述第一水冷速率为50℃/s，第一水冷结束温度为700℃；所述空冷时间为10s；所述第二水冷速率为50℃/s，所述第二水冷结束温度为400℃。
7.根据权利要求5所述的500MPa级热轧相变强化钢的制备方法，其特征在于，所述加热工序中，加热温度为1160-1200℃，加热时间为3-5h；所述轧制工序包括除鳞、定宽、粗轧和精轧，所述精轧为恒速轧制，所述精轧结束温度为820-860℃。
8.根据权利要求7所述的500MPa级热轧相变强化钢的制备方法，其特征在于，所述加热温度为1180℃，所述精轧结束温度为840℃。
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