高強(qiáng)度商用車650 MPa級車輪輪輞鋼的工業(yè)化試制

劉艷紅 萬國喜 何曉波 劉艷玲

（安陽鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司）

0 引言

為了適應(yīng)汽車輕量化的發(fā)展趨勢，更高強(qiáng)度的車輪輪輞用鋼越來越收到了用戶的青睞。但為保證汽車運行的安全性和輕量化實施效果，要求鋼板具有高強(qiáng)韌性、高疲勞性能和良好的成型性。目前，高強(qiáng)度車輪用鋼板的研發(fā)主要以雙相鋼和微合金高強(qiáng)度鋼為主，雖然雙相鋼具有屈服強(qiáng)度低、較高的初始加工硬化率等性能特點，但其延伸凸緣性較差，焊接過程中易出現(xiàn)熱影響區(qū)軟化的問題[1]。國外800 MPa級別的輕量化車輪用鋼已批量應(yīng)用[2-3]，國內(nèi)輪輞鋼目前還是以屈服強(qiáng)度500 MPa以下的車輪鋼為主，屈服強(qiáng)度600～700 MPa級別的微合金化高強(qiáng)鋼和雙相鋼的應(yīng)用正在快速推進(jìn)，700 MPa以上的雙相鋼和微合金化車輪用鋼仍處于研制推廣階段[4-5]。因此，近年來各大鋼廠也正向高強(qiáng)度、薄規(guī)格車輪用鋼方向發(fā)展研究，但還是以微合金化的高強(qiáng)度車輪鋼開發(fā)為主。

筆者在安陽鋼鐵微Ti處理、Nb微合金化高強(qiáng)車輪基礎(chǔ)上優(yōu)化了Mn和Nb含量，同時研究添加淬透性Mo或Cr元素，突破一般車輪輪輞鋼85%～95%的鐵素體加5%～15%珠光體的組織形式，考慮避免雙相鋼車輪的焊接后軟化特點，形成以40%～80%貝氏體組織強(qiáng)化為主，細(xì)晶強(qiáng)化為輔的組織類型，以此來達(dá)到易焊接、良好成型性650 MPa車輪輪輞的設(shè)計技術(shù)要求。

1 成分與性能要求

650 MPa級高強(qiáng)汽車車輪輪輞用鋼主要用于商用車的輪輞，采用多道次滾壓成形方式，對材

聯(lián)系人：劉艷紅，工程師，河南.安陽（455004），安陽鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司技術(shù)中心； 收稿日期：2021-12-15料韌塑性要求較高，需要盡量降低材料的 C含量。為此，在設(shè)計該級別輪輞鋼成分時，在屈服強(qiáng)度為440 MPa輪輞低C-Mn鋼的成分基礎(chǔ)上，適當(dāng)控制Si含量不超過0.25%，避免Si含量過高造成熱軋表面除鱗不凈問題。采用Nb微合金化細(xì)化奧氏體晶粒和利用精軋再結(jié)晶過程中的Nb（C，N）析出物拖曳晶界，對晶界及軋制變形過程中產(chǎn)生的位錯起釘扎作用，有效細(xì)化鐵素體晶粒[7]，為此需要在冶煉和加熱工序中控制其吸收率和固溶效果。Ti合金化可以有效改善含Nb鋼連鑄坯邊部角裂傾向，同時Ti的析出物具有良好的熱穩(wěn)定性，可在焊接過程中有效阻止奧氏體粗化，對焊接性能有明顯的改善作用[7]，但該元素比較活潑，容易與鋼中的N、S、O結(jié)合形成夾雜，為充分發(fā)揮Ti的強(qiáng)化析出效果，需要盡量降低鋼中的氣體含量。為達(dá)到顯微組織中產(chǎn)生40%～80%的貝氏體，綜合考慮成本因素，選擇適當(dāng)添加中強(qiáng)碳化物形成元素Cr，其可以顯著提高鋼的淬透性，增大奧氏體的過冷能力，促進(jìn)C向奧氏體擴(kuò)散，降低鐵素體的屈服強(qiáng)度。試驗鋼的成分設(shè)計見表1。試驗鋼主要力學(xué)性能要求見表2。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分/%

表2 力學(xué)和工藝性能

2 試驗材料與方法

為得到理想的多邊形鐵素體和粒裝貝氏體組織比例，指導(dǎo)現(xiàn)場層流冷卻生產(chǎn)工藝制定，試驗材料選用安鋼1780熱連軋R2粗軋40 mm中間坯，再鋸切加工成若干個Φ6 mm×81 mm試樣，然后在Gleeble-3800 熱模擬試驗機(jī)上進(jìn)行加熱、變形和冷卻試驗。以10 ℃/s的加熱速率加熱至1 200 ℃，保溫10 min，然后以5 ℃/s冷卻速率冷卻至 1 100 ℃進(jìn)行第1次變形，變形速率為10 s-1，變形量為30%；再以5 ℃/s冷卻速率冷卻至920 ℃進(jìn)行第2次變形，變形速率為10 s-1，變形量為35%。最后分別以1 ℃/s、5 ℃/s、10 ℃/s、15 ℃/s、20 ℃/s、25 ℃/s、30 ℃/s、40 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫。實驗工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼CCT曲線測定工藝路線

試驗后將試樣用線切割沿中間焊接熱電偶處縱向切開，拋磨，用4%硝酸酒精溶液腐蝕，再利用Zeiss Axiovert 200光學(xué)顯微鏡對其微觀組織進(jìn)行觀察，并使用TMVP-1S維氏硬度計測定硬度，加載載荷為5 kg，加載時間為10 s。

3 實驗結(jié)果與討論分析

3.1 連續(xù)冷卻條件下顯微組織轉(zhuǎn)變

試驗鋼經(jīng)過相同兩道次變形后以不同的冷卻速度至室溫后的組織相貌如圖2所示。

從圖2可以看出，當(dāng)冷卻速度為1 ℃/s時，試驗鋼中組織由鐵素體和少量珠光體構(gòu)成；隨著冷速的增加到5 ℃/s時，鐵素體和珠光體的尺寸均明顯逐漸減小，組織還是由鐵素體和珠光體構(gòu)成；當(dāng)冷速增加至10 ℃/s時，組織中珠光體繼續(xù)細(xì)化，并且基體出現(xiàn)少量的貝氏體組織；當(dāng)冷速繼續(xù)增加到15 ℃/s時，試驗鋼中鐵素體和珠光體體積分?jǐn)?shù)明顯減少，組織主要由鐵素體、貝氏體和少量的珠光體構(gòu)成；當(dāng)冷速提高到超過20 ℃/s時，鋼中的貝氏體體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步增加，珠光體基本消失，組織全部由貝氏體和鐵素體構(gòu)成。

3.2 連續(xù)冷卻條件下組織類型及顯微硬度變化

不同冷卻速度下試驗鋼的組織類型和顯微硬度見表3。當(dāng)冷卻速度不大于5 ℃/s時，試驗鋼中的組織主要由軟相的鐵素體構(gòu)成，其顯微硬度較低，為182～190 HV。隨著冷卻速度的增加，試驗鋼種的組織逐漸細(xì)化，且當(dāng)冷卻速度大于10～15 ℃/s時，試驗鋼中出現(xiàn)了硬相的貝氏體組織，基體組織的硬度迅速增加至223～230 HV。隨著冷卻速度進(jìn)一步增加到20 ℃/s以上時，試驗鋼中組織變化不明顯，基體硬度逐漸增加到287 HV。

圖2 試驗鋼經(jīng)不同冷卻速率后的顯微組織

表3 各冷卻速度下組織類別和硬度

圖3 試驗鋼的動態(tài)CCT曲線

3.3 連續(xù)冷卻條件下動態(tài)CCT曲線

根據(jù)試驗鋼加熱和冷卻過程中的膨脹曲線，利用切線法可得到不同工藝條件下石羊崗的相變點，結(jié)合圖2和表3中的組織及硬度結(jié)果，即可得到試驗鋼的動態(tài)CCT曲線，如圖3所示。當(dāng)冷卻速率小于5 ℃/s時，試驗鋼僅發(fā)生鐵素體和珠光體相變，該相變屬于高溫擴(kuò)散性相變，很大程度上受C原子擴(kuò)散的影響。冷卻速度增加，試驗鋼在高溫下停留的時間縮短，可供C原子擴(kuò)散的時間縮短，C原子的長程擴(kuò)散受阻，鐵素體和珠光體相變被抑制。當(dāng)冷卻速率增加至15 ℃/s時，試驗鋼中的鐵素體和珠光體逐漸減少，未轉(zhuǎn)變的奧氏體在中溫區(qū)發(fā)生貝氏體相變；當(dāng)冷卻速率超過20 ℃/s時，試驗鋼中的貝氏體含量急劇上升，組織主要由粒狀貝氏體和鐵素體組成，相變開始溫度490～550 ℃。

從連續(xù)冷卻速率的組織類型和試驗鋼的動態(tài)CCT曲線可知，高強(qiáng)度650 MPa商用車的輪輞鋼設(shè)計的目標(biāo)組織需要軋后層流冷卻速率大于15 ℃/s，卷取溫度小于500 ℃，參照硬度對照經(jīng)驗表，力學(xué)性能要滿足650～770 MPa的強(qiáng)度，鋼材的顯微維氏硬度應(yīng)該大于230 HV。

4 工業(yè)化試制

650 MPa的高強(qiáng)度車輪輪輞鋼的生產(chǎn)工藝路線：150 t鐵水預(yù)處理→150 t轉(zhuǎn)爐冶煉→170 t LF精煉→170 t RH精煉→230 mm雙流板坯連鑄→三座步進(jìn)梁式加熱爐→1 780 mm熱連軋機(jī)組軋制→超密集型層流冷卻→3臺地下卷取→噴印標(biāo)記→檢驗→入庫。

采用的板坯規(guī)格為230 mm×1 540mm×12 900 mm。確定合金成分后，軋制與冷卻工藝是實現(xiàn)晶粒細(xì)化和復(fù)相強(qiáng)化的主要措施。熱軋主要工藝參數(shù)：加熱溫度1 240 ℃左右，熱送鑄坯在爐時間＞120 min；精軋終軋溫度840～880 ℃；卷取溫度≤500 ℃。試制工藝采用前段1～4組空冷和前段集中4/5式稀疏冷卻方式，主要控制前段冷卻的間隔空冷溫度和時間，進(jìn)而控制鐵素體比例；后續(xù)集中冷卻速率控制貝氏體比例，以滿足汽車輪輞用鋼高強(qiáng)度和成型復(fù)雜以及高疲勞壽命的要求。熱軋工藝實績和力學(xué)性能見表4。

表4 高強(qiáng)度650 MPa輪輞鋼熱軋工藝實績和對應(yīng)的力學(xué)性能

5 試制結(jié)果與分析

5.1 力學(xué)性能和冷彎性能

鋼卷經(jīng)過卷取后由運輸鏈送到抽卷檢查線，進(jìn)行表面、尺寸檢查，同時切割取樣加工檢驗，試樣拉伸方向和冷彎試樣均為橫向。由表4可知：4卷試驗鋼除卷取溫度有一定差異外，粗軋、精軋入口溫度和終軋溫度基本一致，其力學(xué)性能全部滿足設(shè)計標(biāo)準(zhǔn)要求，工藝試驗強(qiáng)度和塑性分布規(guī)律符合微合金結(jié)構(gòu)鋼的強(qiáng)度與塑性匹配一般特性。這說明本次動態(tài)CCT曲線相變溫度和冷卻速率測定結(jié)果有較強(qiáng)的指導(dǎo)性。試驗鋼4相比其他3個試驗鋼卷的卷取溫度高，伸長率高達(dá)25%，但抗拉強(qiáng)度只有657 MPa，富余量最小；試驗鋼2相比其他3個試驗鋼的卷取溫度低，抗拉強(qiáng)度高達(dá)693 MPa，但伸長率最低，只有21%，富余量較小；試驗鋼3的卷取溫度約為480 ℃，其力學(xué)性能綜合指標(biāo)較好，強(qiáng)度和伸長率的富余量適中。因此，綜合考慮表面質(zhì)量和性能富余量的最佳軋制工藝為：粗軋出口目標(biāo)溫度為1 050 ℃，精軋出口目標(biāo)溫度為880 ℃，卷取目標(biāo)溫度為480 ℃。

對試驗鋼卷進(jìn)行180°（B＝35 mm，d＝1.0a）冷彎試驗(如圖4所示)，結(jié)果全部合格，表明試制鋼板的冷彎性能優(yōu)良。為后續(xù)輕量化輪輞擴(kuò)口、漲型等拉延成型性能打下了良好的基礎(chǔ)。

圖4 試驗鋼d=1.0 a的冷彎

5.2 顯微組織

試驗鋼的金相組織如圖5所示。

圖5 試驗鋼的金相組織

從圖5可以看出，4種試驗鋼的維氏顯微硬度均達(dá)到了230 HV以上，基本滿足了設(shè)計要求；其中試驗鋼4的硬度為232 HV，晶粒尺寸平均尺寸為5.6 μm，其鐵素體晶粒較其他3個試驗鋼明顯粗化，組織以鐵素體和珠光體為主，含有少量的貝氏體。試驗鋼2的顯微硬度最高為256 HV，晶粒尺寸平均為3.3 μm，組織以貝氏體和鐵素體為主；試驗鋼1和3的硬度基本相當(dāng)在240 HV左右，其晶粒平均尺寸為4.4 μm，其組織以鐵素體和貝氏體為主，但貝氏體含量少于試驗鋼2的，因此其綜合性能最好，強(qiáng)度和伸長率均有較大的富余量。

6 用戶加工試驗

為了驗證試驗鋼生產(chǎn)加工高強(qiáng)度輪輞的情況，將其中的試驗鋼3發(fā)往洛陽某車輪廠進(jìn)行加工試驗跟蹤。通過用戶對下料尺寸、卷圓開口度、閃光對焊燒化量和頂端時間參數(shù)和三道次輥型模具間隙等工藝調(diào)整，再經(jīng)過外形尺寸檢驗和氣密性試驗后，累計試驗生產(chǎn)入庫4.6 mm厚的650 MPa的高強(qiáng)度輪輞2 804 只，擴(kuò)口開裂4 只，漲型開裂8 只，累計開裂損壞12 只，開裂率為4.3‰，達(dá)到用戶小于1%的期望。經(jīng)過稱重該車輪重量為18.4～18.5 kg,相比正常590CL高強(qiáng)輕量化車輪輪輞（20.5～21 kg）實現(xiàn)了輕量化減重約10%，極大提高了用戶市場競爭能力。

7 結(jié)論

（1）在現(xiàn)有安鋼屈服強(qiáng)度440 MPa輪輞鋼基礎(chǔ)上，通過適當(dāng)增加或添加Mn、Nb、Ti、Cr元素，再配合適當(dāng)?shù)能堉乒に嚳梢陨a(chǎn)出滿足650 MPa強(qiáng)度的輪輞鋼產(chǎn)品。

（2）利用Gleeble-3800進(jìn)行動態(tài)CCT曲線測定，模擬出了滿足650 MPa的輪輞鋼性能要求的目標(biāo)組織、冷卻速率和顯微硬度，即組織由多邊形鐵素體+粒裝貝氏體+少量的珠光體構(gòu)成，軋后層流冷卻速率大于15 ℃/s，顯微硬度大于230 HV。

（3）通過小批量工業(yè)化試制，基本確定了鋼卷的終軋溫度在860～880 ℃，卷取溫度為470～500 ℃，層流冷卻模式采用前段空冷加上4/5稀疏的冷卻模式，可以實現(xiàn)650 MPa級的輪輞鋼技術(shù)要求。

（4）試驗鋼卷通過輪輞加工企業(yè)對下料尺寸、卷圓開口度、閃光對焊燒化量和頂端時間參數(shù)和三道次輥型模具間隙等工藝調(diào)整，取得了綜合開裂比率4.3‰，滿足了輪輞設(shè)計加工要求。