CN115478226A - 一种高强汽车轮辐用钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强汽车轮辐用钢，按重量百分比计包括以下成分：C 0.06～0.09％、Si 0.05～0.10％、Mn 1.40～1.60％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb 0.03～0.04％、Ti 0.020～0.040％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质，满足碳当量CEV≤0.36％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.18％。本发明还涉及一种高强汽车轮辐用钢的制备方法，包括将强汽车轮辐用钢的成分冶炼成板坯，再将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后，得到高强汽车轮辐用钢。本发明通过合理的合金成分和生产工艺设计，实现了高强度、高塑性和优良的焊接性能、成形性能、疲劳性能，产品的生产方法简单、综合性能优异，具有很好的应用前景。

Description

一种高强汽车轮辐用钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及热连轧板带生产技术领域，尤其是一种高强汽车轮辐用钢以及一种高强汽车轮辐用钢的制备方法。
技术背景
随着人类对环境和资源的重视，轻型、节能、环保、安全、低成本成为了汽车制造业的新目标。汽车车轮一类的旋转零件减轻重量带来的节能效果是非旋转零件的1.2～1.3倍，同时汽车车轮是汽车行驶***中重要的***件，起着承载、转向、驱动、制动等作用，故汽车车轮的技术发展方向是在保证可靠性和安全性的前提下，尽可能减轻其质量，因此对汽车车轮用钢的强度、成形性能、焊接性能、疲劳性能等提出了越来越高的要求。其中，轮辐是汽车车轮的重要组成部分，起支撑轮辋的作用，决定了车轮的安全性和使用寿命，因此对于高性能汽车轮辐用钢的研发尤为重要。
公布号为CN105385954A的中国专利申请公开了一种10mm以上600MPa级双相钢钢带及其加工方法，公布号为CN107746936A的中国专利申请公开了抗拉强度590MPa级铁素体贝氏体双相钢及其制备方法，但这两件专利所述产品需要在层流冷却工序中采用双段冷却工艺得到铁素体贝氏体双相组织，显著增加了工艺控制难度。
公布号为CN106636934A的中国专利申请公开了一种抗拉强度590MPa级车轮钢及其生产方法，其化学成分按重量百分比为：C 0.05～0.09％，Si≤0.1％，Mn 1.4～1.7％，P≤0.015％，S≤0.008％，Nb 0.04～0.055％，O≤0.0025％，N≤0.0040％，Als 0.015～0.045％，余量为Fe及不可避免的杂质。该专利所述车轮钢的Nb含量较高，增加了合金成本，同时需要严格控制O和N含量，提高了冶炼难度，另外该专利产品厚度规格为2～12mm，不适用于12mm以上车轮钢生产。
公布号为CN107354379A的中国专利公开了一种3～6mm 590MPa级热轧车轮钢及其生产方法，其化学成分按重量百分比计为：C 0.07～0.09％，Si 0.05～0.15％，Mn 1.50～1.65％，P≤0.015％，S≤0.008％，Alt 0.020～0.060％，Nb 0.045～0.055％，Ca 0.0008～0.0025％，Ce 0.0002～0.0020％，余量为Fe及不可避免的杂质。该专利所述车轮钢的Nb含量较高，增加了合金成本，同时需要控制Ca元素含量及添加一定量的稀土元素，提高了冶炼难度。
发明内容
为解决的技术问题本发明提供一种具有优秀焊接性能、成形性能和疲劳性能的高强汽车轮辐用钢。
为实现上述目的，本发明提供一种高强汽车轮辐用钢，按重量百分比计包括以下成分：C 0.06～0.09％、Si 0.05～0.10％、Mn 1.40～1.60％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb0.03～0.04％、Ti 0.020～0.040％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质，满足碳当量CEV≤0.36％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.18％；其中，
CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B；
CEV，Pcm计算式中的元素符号为对应元素的质量百分含量。
进一步地，上述技术方案中，高强汽车轮辐用钢的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20％；采用所述高强汽车轮辐用钢制造的车轮经动态弯曲疲劳试验检测，疲劳寿命≥100万次，实现了优良的疲劳性能。
进一步地，上述技术方案中，高强汽车轮辐用钢的厚度为6.0～16.0mm。
进一步地，上述技术方案中，高强汽车轮辐用钢的内部显微组织为铁素体+珠光体；其体积分数为铁素体90～95％、珠光体5～10％。
本发明还公开了上述高强汽车轮辐用钢的制备方法，按照上述技术方案中的高强汽车轮辐用钢的成分冶炼成板坯，再将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后，得到高强汽车轮辐用钢。
进一步地，上述技术方案中，所述加热步骤中，加热温度为1200～1240℃，加热时间为180～400min。
进一步地，上述技术方案中，所述粗轧步骤中，经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余道次变形量≥20％，中间坯厚度为53～57mm；粗轧的出口温度为1050～1150℃。
进一步地，上述技术方案中，所述精轧步骤中，经过7道次精轧，后三机架压下率分别为≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度≤1040℃，终轧温度830～870℃。
进一步地，上述技术方案中，所述层流冷却步骤中，当产品厚度为6.0～13.0mm时，采用前段冷却模式，冷却速度为≥40℃/s；当产品厚度为大于13.0mm小于等于16.0mm时，采用双段冷却模式，其中第一段冷却至600～640℃时空冷5s，然后经过第二段冷却至卷取温度。
进一步地，上述技术方案中，所述卷取步骤中卷取温度为530～570℃。
本发明中各元素及主要工序的作用及机理：
碳：碳是钢中有效的强化元素，可以溶入基体中起到固溶强化的作用，且能够与Nb、Ti结合形成碳化物析出粒子，起到细晶强化和析出强化的作用，提高碳含量，对提高强度有利，但是过高的碳含量会在钢中形成较多粗大脆性的碳化物颗粒，对塑性和韧性不利，碳含量过高还会在钢板中心偏析带，对弯曲性能成型性不利，同时过高的碳含量增加焊接碳当量和焊接裂纹敏感指数，不利于焊接加工；因此本发明中碳的取值范围设定为0.06～0.09％。
硅：硅在钢中具有较高的固溶度，有利于细化锈层组织，降低钢整体的腐蚀速率，提高韧度，但含量过高会使轧制时除鳞困难，还会导致焊接性能下降。因此本发明中Si的取值范围设定为0.05～0.10％。
锰：锰具有较强的固溶强化作用，能显著降低钢的相变温度，细化钢的显微组织，是重要的强韧化元素，但Mn含量过多时连铸过程容易产生铸坯裂纹，同时可能造成钢板心部成分偏析，还会降低钢的焊接性能；因此本发明中Mn的取值范围设定为1.40～1.60％。
硫和磷：硫和磷会对钢板组织性能产生不利影响，P含量过高会显著降低钢的塑性及低温韧性，S会形成硫化物夹杂使钢的性能恶化；因此本发明中P和S的取值范围设定为P≤0.020％，S≤0.008％。
铌：铌能钉扎奥氏体晶界从而阻止晶粒长大，最终细化晶粒，有利于提高冲击韧性，但细晶强化使屈服强度上升更明显，导致屈强比升高，且Nb含量过高增加生产成本；因此本发明中Nb的取值范围设定为0.03～0.04％。
钛：钛与C、N形成的Ti(C,N)析出物，能够有效细化奥氏体晶粒、以及抑制焊接过程中粗晶区的组织粗化，同时可产生析出强化效果，但Ti含量过高容易形成微米级的TiN，导致成形性能、疲劳性能下降；因此本发明中Ti的取值范围设定为Ti 0.020～0.040％。
铝：铝加入钢中起脱氧的作用，可改善钢质，但是Al含量过高，其氮氧化物容易在奥氏体晶界析出导致铸坯裂纹产生；因此本发明中Als的取值范围设定为0.015～0.050％。
本发明还公开了上述高强汽车轮辐用钢的制备方法，按照上述内容中所述的高强汽车轮辐用钢的成分冶炼成板坯，再将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后，得到高强汽车轮辐用钢。
进一步具体到加热步骤中，将板坯在蓄热式加热炉中进行加热，对板坯进行加热是为了对铸态组织和成分偏析起到均匀化作用，同时使合金元素固溶，但加热温度过高、加热时间过长会出现烧损、过热、过烧等问题。因此本发明中在加热步骤中设定加热温度为1200～1240℃，加热时间为180～400min。
进一步具体到粗轧步骤中，粗轧需要达到足够的变形量以保证奥氏体再结晶，细化奥氏体晶粒，防止出现混晶组织；若中间坯厚度太大，粗轧变形量可能不足，且精轧轧制负荷增大，若中间坯厚度太小，则精轧变形量可能不足。因此本发明中设定粗轧步骤中经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余道次变形量≥20％，中间坯厚度为53～57mm。
进一步具体到精轧步骤中，精轧后三机架基本处于奥氏体未再结晶区轧制，采用大的变形率，可将已经过在再结晶区轧制、有了一定程度细化的奥氏体晶粒压扁和拉长，增加单位体积中奥氏体的晶界面积，同时在晶内还会产生大量的变形带和高密度位错，从而提高铁素体形核率，使相变后得到细小的组织；若精轧开轧温度太高，则精轧过程在奥氏体未再结晶区的变形量不足，不利于组织细化；若终轧温度太低，则与开轧温度相差太大，使精轧过程冷速过快，且存在精轧后几机架在两相区轧制的风险，产品综合性能差；若终轧温度太高，则未再结晶区变形量不足，不利于最终组织细化。因此本发明中设定精轧步骤中经过7道次精轧，后三机架压下率分别为≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度≤1040℃，终轧温度830～870℃。
具体到层流冷却步骤中，采用前段冷却模式可实现较大的过冷度从而使最终组织细化，同时有利于析出细小弥散的第二相，增强细晶强化和析出强化效果，但当产品厚度较大时，采用前段冷却方式时带钢心部无法冷透，会在经水冷进入空气后发生返红，导致带钢厚度方向冷却不均匀，因此对于厚规格产品，冷却模式采用双段冷却，可以有效避免厚规格钢在冷却过程中的返红现象，使边心部冷却速度更均匀，从而有利于保证厚规格钢在厚度方向上的组织均匀性。因此本发明中当产品厚度为6.0～13.0mm时，采用前段冷却模式，当产品厚度为＞13.0～16.0mm时，采用双段冷却模式，其中第一段冷却至600～640℃时空冷5s，然后经过第二段冷却至卷取温度。
具体到卷取步骤中，若卷取温度太低，则会使冷却过程中的冷速太大从而导致异常组织产生；若卷取温度太高，则会使晶粒粗大从而导致成品综合性能变差。因此本发明中设定卷取温度为530～570℃。
有益效果
本发明通过添加Nb、Ti元素来发挥细晶强化和析出效果，在实现汽车轮辐用钢高强度性能的同时保证了产品具有良好的成形性能和疲劳性能；通过控制C、Si、Mn元素的含量，降低了产品的碳当量和焊接裂纹敏感指数，同时通过添加Ti元素在焊接过程中通过其析出物抑制热影响区组织粗化，使得最终产品具有良好的焊接性能。采用本发明的成分及其制备方法制备的汽车轮辐用钢的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20％，动态弯曲疲劳寿命≥100万次，实现了高强度、高塑性和优良的疲劳性能。
附图说明
图1为本发明实施例1所制备高强汽车轮辐用钢的金相组织图。
具体实施内容
为了便于理解本发明，下面结合实施例对本发明进行进一步的说明。
以下实施例的冶炼步骤为铁水预处理→转炉冶炼→炉后吹氩→LF→RH→板坯连铸，最终得到板坯。
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《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》(GB/T 228.1-2021)测试；
所述汽车轮辐用钢的碳当量CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，焊接裂纹敏感指数Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B。
所述汽车轮辐用钢的动态弯曲疲劳按《商用车辆车轮性能要求和试验方法》(GB/T5909-2009)测试。
为了进一步理解本发明，提供三组采用本发明所述高强汽车轮辐用钢的成分及制备方法的实施例以及三组对比例进行对比说明。
实施例1
一种高强汽车轮辐用钢，其化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
一种高强汽车轮辐用钢的制备方法。将冶炼得到的板坯继续加工，依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取。加工工艺为：加热温度为1210℃，加热时间为220min；经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余道次变形量≥20％，中间坯厚度为53mm；经过7道次精轧，后三机架压下率分别≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度为1020～1040℃，终轧温度为850～870℃；轧后进行层流冷却，采用前段冷却模式，冷却速度为70℃，冷却至目标卷取温度，卷取温度为540～560℃，钢板成品厚度6.0mm；内部显微组织为铁素体+珠光体，铁素体体积分数为95％，珠光体体积分数为5％，金相显微组织如图1所示，组织均匀细小。
实施例2
一种高强汽车轮辐用钢，其化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
一种高强汽车轮辐用钢的制备方法。将冶炼得到的板坯继续加工，依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取，具体加工工艺为：加热温度为1220℃，加热时间为200min；经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余每道次变形量≥20％，中间坯厚度为55mm；经过7道次精轧，后三机架压下率分别≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度为1020～1040℃，终轧温度为830～860℃；轧后进行层流冷却，采用前段冷却模式，冷却速度为50℃，冷却至目标卷取温度，卷取温度为550～560℃，钢板成品厚度12.25mm；内部显微组织为铁素体+珠光体，铁素体体积分数为92％，珠光体体积分数为8％。
实施例3
一种高强汽车轮辐用钢，其化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
一种高强汽车轮辐用钢的制备方法。将冶炼得到的板坯继续加工，依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取。具体加工工艺为：加热温度为1230℃，加热时间为250min；经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余道次变形量≥20％，中间坯厚度为57mm；经过7道次精轧，后三机架压下率分别≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度为1030～1040℃，终轧温度为830～850℃；轧后进行层流冷却，采用双段冷却模式，第一段冷却至610～630℃后空冷5s，再经第二段冷却至卷取温度，冷却速度为40℃，卷取温度为530～560℃，钢板成品厚度14.0mm；内部显微组织为铁素体+珠光体，铁素体体积分数为95％，珠光体体积分数为5％。
对比例1(对比例1具体参照《一种抗拉强度590MPa级车轮钢及其生产方法》(CN106636934A)中实施例5)
一种汽车轮辐用钢，其化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
一种汽车轮辐用钢的制备方法。采用150吨转炉冶炼、LF精炼、板坯连铸、加热、高压水除鳞、控制轧制(粗轧轧制→精轧轧制)、控轧冷却、卷取生产工艺。在LF精炼工序微正压保证脱氧和脱硫，出站[O]：12ppm，[N]：35ppm；板坯连铸工序进行大中包保护，防止吸气氧化，产品要求[O]：24ppm，[N]：37ppm。合格的板坯加热到1200℃，粗轧5道次出口温度为1040℃，精轧7道次出口温度为830℃，经过30℃/s冷却，卷取温度为570℃，钢板成品厚度12.0mm。
对比例2(对比例2具体参照《一种3～6mm 590MPa级热轧车轮钢及其生产方法》(CN107354379A)中实施例3)
一种汽车轮辐用钢，其化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
一种汽车轮辐用钢的制备方法。将铁水进行脱硫预处理，采用顶底复吹转炉冶炼使铁水脱碳、脱磷得到钢水，转炉冶炼全程吹氩，废钢加入转炉，转炉出钢温度1635℃。然后将转炉冶炼后钢水进行LF炉外精炼，精炼就位温度≥1560℃，LF炉外精炼后钢水进行RH真空处理，真空处理15min后加入Ce铁合金。其余按表1所示的冶炼化学成分板坯连铸，过热度为29℃，之后进行板坯清理、缓冷，及连铸坯质量检查。板坯加热温度为1200℃，加热时间为240min，将加热后的板坯进行高压水除鳞。通过定宽压力机定宽，采用2机架粗轧，7机架CVC精轧。精轧开轧温度1000℃，精轧终轧温度850℃。层流冷却采用前段冷却，冷却速度35℃/s，钢带温度降低到580℃进行卷取，钢板成品厚度5.8mm。
对比例3
一种汽车轮辐用钢，其化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
一种汽车轮辐用钢的制备方法。将冶炼得到的板坯继续加工，依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取。具体加工工艺为：加热温度为1220℃，加热时间为230min；经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余道次变形量≥20％，中间坯厚度为55mm；经过7道次精轧，后三机架压下率分别≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度为1030～1040℃，终轧温度为840～860℃；轧后进行层流冷却，采用前冷却模式，冷却速度为40℃，冷却至目标卷取温度，卷取温度为560～600℃，钢板成品厚度14.0mm。内部显微组织为铁素体+珠光体，铁素体体积分数为96％，珠光体体积分数为4％。
采用上述冶炼方法得到三组实施例和三组对比例的钢坯，钢坯的具体成分如表1所示。其中，与实施例相比，对比例1的Mn、Nb元素含量较高，同时需要控制O、N元素含量，未添加Ti元素；对比例2的Nb含量较高，添加了稀土元素Ce，需要控制Ca元素含量，未添加Ti元素；对比例3添加了V元素，未添加Ti元素。
由以上实施例和对比例的制备方法可知，由于对比例的成分要求，其冶炼难度更大。对三组实施例和三组对比例制备所得成品进行性能测试，具体的力学性能和疲劳性能测试结果如表2所示。
表1实施例和对比例的化学成分的质量百分比/wt％
Figure BDA0003921450570000051
表2实施例和对比例的性能测试结果
Figure BDA0003921450570000052
Figure BDA0003921450570000061
根据表1化学成分和表2所得三组实施例和三组对比例的性能测试结果可知，本发明所公开的高强汽车轮辐用钢及其制备方法，通过合理的合金成分和生产工艺设计，实现了高强度、高塑性和优良的焊接性能、成形性能、疲劳性能，产品的生产方法简单、综合性能优异，具有很好的应用前景。
本领域的技术人员容易理解，以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高强汽车轮辐用钢，其特征在于，按重量百分比计包括以下成分：C 0.06～0.09％、Si 0.05～0.10％、Mn 1.40～1.60％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb 0.03～0.04％、Ti 0.020～0.040％、Als 0.015～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质，满足碳当量CEV≤0.36％，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.18％；其中，
CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B；
CEV，Pcm计算式中的元素符号为对应元素的质量百分含量。
2.根据权利要求1所述高强汽车轮辐用钢，其特征在于，所述高强汽车轮辐用钢的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥590MPa，断后伸长率≥20％；所述高强汽车轮辐用钢疲劳寿命≥100万次。
3.根据权利要求1所述高强汽车轮辐用钢，其特征在于，所述高强汽车轮辐用钢的厚度为6.0～16.0mm。
4.根据权利要求1所述高强汽车轮辐用钢，其特征在于，高强汽车轮辐用钢的内部显微组织为铁素体+珠光体；其体积分数为铁素体90～95％、珠光体5～10％。
5.根据权利要求1～4任意一项所述高强汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，按照所述的高强汽车轮辐用钢的成分冶炼成板坯，再将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后，得到高强汽车轮辐用钢。
6.根据权利要求5所述的高强汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，所述加热步骤中，加热温度为1200～1240℃，加热时间为180～400min。
7.根据根据权利要求5所述的高强汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧步骤中，经过6道次粗轧，第一道次变形量≥18％，其余每道次变形量≥20％，中间坯厚度为53～57mm；粗轧的出口温度为1050～1150℃。
8.根据根据权利要求5所述的高强汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，所述精轧步骤中，经过7道次精轧，后三机架压下率分别为≥17％、≥13％和≥10％，精轧开轧温度≤1040℃，终轧温度830～870℃。
9.根据权利要求5所述的高强汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于，所述层流冷却步骤中，当产品厚度为6.0～13.0mm时，采用前段冷却模式，冷却速度为≥40℃/s；当产品厚度为大于13.0mm小于等于16.0mm时，采用双段冷却模式，其中第一段冷却至600～640℃时空冷5s，然后经过第二段冷却至卷取温度。
10.根据权利要求5所述高强汽车轮辐用钢，其特征在于，卷取步骤中卷取温度为530～570℃。
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