一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢及其制备方法

摘要

本发明提供了一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，其包括：0.05～0.10wt％的C，1.00～2.00wt％的Mn，0.05～0.30wt％的Si，0.02～0.05wt％的Nb，0.01～0.05wt％的Ti，0.01～0.05wt％的Als，P≤0.020wt％，S≤0.010wt％，余量为Fe。本申请还提供了540MPa级厚规格汽车轮辐用钢。本申请提供的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的金相组织为铁素体+珠光体，其屈服强度≥450MPa，抗拉强度≥540MPa，延伸率≥20％，180°冷弯试验d＝a合格，晶粒度≥10级。

权利要求

1.一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的制备方法，包括以下步骤：A）将高炉冶炼的铁水进行预脱硫和深脱硫；

B）将步骤A）得到的铁水依次进行转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼和连铸，得到铸坯；

C）将所述铸坯加热后侧压，然后进行轧制，最后进行层流冷却，得到540MPa级厚规格汽车轮辐用钢；

轧制后钢板的厚度为10 13mm时，层流冷却采用前段冷却方式，以10 30℃/s的冷却速~ ~

度将钢板冷却至580 640℃；轧制后钢板的厚度为13.01 16mm时，层流冷却采用双段冷却方~ ~

式，先以15 30℃/s的冷却速度将钢板冷却至640 680℃，再以5 15℃/s的冷却速度将钢板~ ~ ~

冷却至560 620℃；

~

所述连铸的过程中，中间包的温度为1500 1600℃，浇铸过热度为15 30℃，拉速为0.5~ ~ ~

1.5m/min；

所述540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，包括：C 0.05 0.10wt%；

~

Mn 1.00 2.00wt%；

~

Si 0.05 0.30wt%；

~

Nb 0.02 0.05wt%；

~

Ti 0.01 0.05wt%；

~

Als 0.01 0.05wt%；

~

P≤0.020wt%；

S≤0.010wt%；

余量为Fe。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述C的含量为0.06 0.09wt%，所述Mn~

的含量为1.50 1.80wt%。

~

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述Si的含量为0.14 0.18wt%。

~

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述Ti的含量为0.030 0.040wt%，所~

述Als的含量为0.035 0.045wt%。

~

5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述深脱硫采用石灰、镁粉进行，所述深脱硫后扒尽脱硫渣，所述深脱硫后S的含量≤0.005wt%，C的含量为3.30 3.70wt%。

~

6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述转炉冶炼的过程中，采用铝铁进行脱氧，出钢随钢流加入活性石灰渣洗，出钢结束加入钢包顶渣改质剂，出钢后根据钢水氧化度喂入铝线，出钢C的含量为0.02 0.08wt%，P≤0.012wt%，S≤0.005wt%，出钢温度为1600~

~1700℃；所述LF精炼过程中，炉渣的二元碱度＞7，CaO：Al2O3为1.5~3.5，出站温度为1600~

1700℃。

7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述RH真空精炼的过程中，真空度≤

300Pa的处理时间≥12min，合金化后RH的循环时间≥5min，RH真空脱气后喂入钙铝线，喂钙铝线结束后软吹氩＞8min，出站温度为1500 1600℃。

~

8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤C）中，所述加热的温度为1100~

1300℃，时间为180 400min；所述侧压的侧压量≤160mm；粗轧为5 10道次，每道次变形量≥~ ~

18%；精轧为5 10道次，开轧温度为1000 1100℃，终轧温度为800 900℃。

~ ~ ~

说明书

一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及汽车车轮用热连轧钢，尤其涉及一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 随着我国国民经济的迅速发展，汽车产量和保有量不断攀升，导致我国汽车能源消耗和有害气体排放逐年增加。在日益短缺的能源状况和日益恶化的环境状况下，发展节
能、低排放的汽车技术是减少能源消耗和减少环境污染的必由之路。其中，汽车车轮用钢的
高强轻量化是节能环保的最有效措施。目前汽车车轮制造商选用的厚规格轮辐用钢大多为
Q235、Q345、380CL、490CL等低级别牌号，采用更高强度级别钢种能够对汽车轮辐进行有效
的减薄减重。

[0003] 公开号为CN105839004B的中国专利公开了一种厚规格载重汽车轮辐用钢及其制备方法，采用C、Mn钢的成分，添加少量的Al脱氧同时细化晶粒，通过控轧控冷生产厚度
14mm，屈服强度300MPa，抗拉强度434MPa的汽车载重轮辐用钢。公开号为CN101280389B的中
国专利公开了一种汽车车轮轮辐用钢带及其制造方法，采用C、Mn钢的成分，通过控轧控冷
生产厚度6～12mm，屈服强度300～370MPa，抗拉强度400～450MPa的汽车轮辐用钢。上述发
明未采用Nb、Ti等微合金化方式，钢材强化方式有限，生产出的汽车轮辐用钢强度级别较
低。公开号为CN104388824B的中国专利公开了一种600MPa级的厚规格热轧轮辐用钢及其制
造方法，采用C、Mn、Cr的成分体系，通过双相钢的技术路线，生产了厚度8～14mm，屈服强度
380～410MPa，抗拉强度600～640MPa级别的汽车轮辐用钢。该发明所述的双相钢具有生产
工艺、组织比例稳定性控制难，焊接热影响区软化控制难的缺点。公开号为CN102732786B的
中国专利公开了一种经济性540MPa级铁素体贝氏体热轧双相钢及其生产方法，采用Nb微合
金化的成分，生产抗拉强度540～580MPa的铁素体贝氏体热轧双相钢。上述发明或者钢材强
度级别不够，或者生产工艺不适合厚规格车轮钢的生产。

[0004] 厚规格汽车轮辐制作时采用旋压成型工艺，对材质的均匀性要求极高，要求夹杂物级别、中心偏析级别、带状组织级别较低，组织均匀性良好；同时厚规格汽车轮辐要求具
有高的疲劳寿命，要求不能出现混晶组织、马氏体异常组织。鉴于上述专利的问题，亟需提
供一种厚规格汽车轮辐用钢及其制备方法，以提高材料的强度。

发明内容

[0005] 本发明解决的技术问题在于提供一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，该540MPa级厚规格汽车轮辐用钢是Nb微合金化，低C、Si、P、S的纯净钢，强度高、韧性好、性能稳定，夹杂
物级别低。

[0006] 有鉴于此，本申请提供了一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，包括：

[0007]

[0008] 优选的，所述C的含量为0.06～0.09wt％，所述Mn的含量为1.50～1.80wt％。

[0009] 优选的，所述Si的含量为0.14～0.18wt％。

[0010] 优选的，所述Ti的含量为0.030～0.040wt％，所述Als的含量为0.035～0.045wt％。

[0011] 本申请还提供了所述的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的制备方法，包括以下步骤：

[0012] A)将高炉冶炼的钢水进行预脱硫和深脱硫；

[0013] B)将步骤A)得到的铁水依次进行转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼和连铸，得到铸坯；

[0014] C)将所述铸坯加热后侧压，然后进行轧制，最后进行层流冷却，得到540MPa级厚规格汽车轮辐用钢。

[0015] 优选的，所述深脱硫采用石灰、镁粉进行，所述深脱硫后扒尽脱硫渣，所述深脱硫后S的含量≤0.005wt％，C的含量为3.30～3.70wt％。

[0016] 优选的，所述转炉冶炼的过程中，采用铝铁进行脱氧，出钢随钢流加入活性石灰渣洗，出钢结束加入钢包顶渣改质剂，出钢后根据钢水氧化度喂入铝线，出钢C的含量为0.02
～0.08wt％，P≤0.012wt％，S≤0.005wt％，出钢温度为1600～1700℃；所述LF精炼过程中，
炉渣的二元碱度＞7，CaO：Al2O3为1.5～3.5，出站温度为1600～1700℃。

[0017] 优选的，所述RH真空精炼的过程中，真空度≤300Pa的处理时间≥12min，合金化后RH的循环时间≥5min，RH真空脱气后喂入钙铝线，喂钙铝线结束后软吹氩＞8min，出站温度
为1500～1600℃；所述连铸的过程中，中间包的温度为1500～1600℃，浇铸过热度为15～30
℃，拉速为0.5～1.5m/min。

[0018] 优选的，步骤C)中，所述加热的温度为1100～1300℃，时间为180～400min；所述侧压的侧压量≤160mm；所述粗轧为5～10道次，每道次变形量≥18％；所述精轧为5～10道次，
开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为800～900℃。

[0019] 优选的，轧制后钢板的厚度为10～13mm时，层流冷却采用前段冷却方式，以10～30℃/s的冷却速度将钢板冷却至580～640℃；轧制后钢板的厚度为13.01～16mm时，层流冷却
采用双段冷却方式，先以15～30℃/s的冷却速度将钢板冷却至640～680℃，再以5～15℃/s
的冷却速度将钢板冷却至560～620℃。

[0020] 本申请提供了一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，其包括：0.05～0.10wt％的C，1.00～2.00wt％的Mn，0.05～0.30wt％的Si，0.02～0.05wt％的Nb，0.01～0.05wt％的Ti，
0.01～0.05wt％的Als，P≤0.020wt％，S≤0.010wt％，余量为Fe。上述C元素能够和Nb、Ti等
微合金元素形成析出物，从而具有析出强化的作用，Nb具有细化晶粒和析出强化的作用，形
成的析出物能够强烈的钉扎奥氏体晶界，抑制钢在轧制和相变过程中的组织粗大，有效降
低钢的奥氏体再结晶温度，促进非再结晶区轧制，促进精轧过程中的组织扁平化，为后续相
变提供大量形核点，从而细化组织。因此本申请通过上述元素的控制，有利于得到强度高、
韧性好、性能稳定的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢。

[0021] 进一步的，本申请还提供了一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，其包括预脱硫、深脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼、连铸、侧压、轧制和层流冷却等步骤，在上述制备过程
中，通过采用深脱硫、真空脱气、低过热度浇铸的冶炼工艺，对夹杂物及中心偏析进行严格
控制，以满足厚规格汽车轮辐用钢的高成型性能要求，避免轮辐旋压成型工序中出现分层、
开裂等缺陷；进一步的，采用层流冷却工艺，能够提高冷却效率，提高钢的性能稳定性。

附图说明

[0022] 图1为本发明实施例1制备的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的金相照片；

[0023] 图2本发明实施例2备的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的金相照片；

[0024] 图3本发明对比例1制备的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的金相照片；

[0025] 图4本发明对比例2制备的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的金相照片。

具体实施方式

[0026] 为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的
限制。

[0027] 鉴于540MPa级厚规格汽车轮辐用钢对高强轻量化以及厚规格汽车轮辐旋压成型的需求，本申请提供了一种540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，其采用Nb微合金化方式，C、Si、
P、S含量控制较低，夹杂物级别控制较低，钢强度高、韧性好、弯曲性能和焊接性能良好，屈
服强度≥450MPa，抗拉强度≥540MPa，延伸率≥20％，180°冷弯试验d＝a合格，夹杂物≤1.5
级，金相组织为铁素体+珠光体；在制备的过程中，结合控轧控冷能确保成品钢获得强度和
延展性优良、到性能组织均匀、焊接成型性能优良的热轧钢板，具有工艺适应性强，力学性
能、金相组织稳定性好的特点。具体的，本申请首先提供了一种540MPa级厚规格汽车轮辐用
钢，包括：

[0028]

[0029] 在本发明中，C是强化元素之一，具有间隙固溶强化的作用，和Nb、Ti等微合金元素形成析出物从而起到析出强化的作用，但是C含量偏高容易导致厚规格钢板心部珠光体偏
析严重，因此将C含量控制在0.05％～0.10wt％；在具体实施例中，所述C的含量为0.06～
0.09wt％。

[0030] Mn的主要作用是固溶强化和提高塑性，但Mn含量偏高可能造成钢板心部成分偏析，影响成品钢材的旋压成型性能，因此将Mn含量控制在1.0～2.0wt％，在具体实施例中，
所述Mn的含量为1.50～1.80wt％。

[0031] Nb在钢中的主要作用是细化晶粒和析出强化，其与C、N形成的Nb(CN)析出物能够强烈的钉轧奥氏体晶界，抑制钢在轧制和相变过程中的组织粗大，能够有效的细化成品钢
晶粒度，提高钢板表面和心部的组织均匀性；另外，Nb还能有效降低钢的奥氏体再结晶温
度，促进非再结晶区轧制，促进精轧过程中的组织扁平化，为后续相变提供大量形核点，从
而细化成品组织，因此将Nb的含量控制在0.020～0.050％；在具体实施例中，所述Nb的含量
为0.030～0.035wt％。

[0032] Ti在钢中的主要作用是细化奥氏体晶粒和提高焊接性能，Ti与C、N形成的Ti(CN)析出物，能够有效的抑制钢坯再加热过程中奥氏体粗化，以及抑制焊接过程中粗晶区的组
织粗化，因此将Ti的含量控制在0.010～0.050％；在具体实施例中，所述Ti的含量为0.030
～0.040wt％。

[0033] Al在钢中的主要作用是脱氧及细化晶粒，Al与N形成的AlN析出相能够细化原始奥氏体晶粒，因此将Als的含量控制在0.010～0.050％；在具体实施例中，所述Als的含量为
0.035～0.045wt％。

[0034] 另外，Si含量如果偏高易降低钢材的塑性，因此将Si含量控制在0.05％～0.30％；在具体实施例中，所述Si的含量为0.14～0.18wt％。

[0035] P含量如果偏高易导致晶界偏聚，S含量如果偏高易导致夹杂物级别超标，均易降低钢材的塑性和成形性，因此将P含量控制在≤0.020％，S含量控制在≤0.010％。

[0036] 本发明还提供了上述540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的制备方法，包括以下步骤：

[0037] A)将高炉冶炼的钢水进行预脱硫和深脱硫；

[0038] B)将步骤A)得到的铁水依次进行转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼和连铸，得到铸坯；

[0039] C)将所述铸坯加热后侧压，然后进行轧制，最后进行层流冷却，得到540MPa级厚规格汽车轮辐用钢。

[0040] 本申请首先对540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的冶炼方法进行详细说明：

[0041] 在冶炼的过程中，首先进行铁水预脱硫，具体为：将高炉冶炼获得的铁水进行预脱硫，采用石灰、镁粉进行深脱硫，深脱硫后尽量扒尽脱硫渣，将S含量控制在≤0.005％，C含
量控制目标为3.30～3.70％。

[0042] 本发明所述厚规格汽车轮辐采用旋压成型工艺进行制造，夹杂物级别，特别是A类夹杂物对钢材的、成形性能影响较大，因此必须在预脱硫阶段对硫化物夹杂级别进行严格
控制。

[0043] 按照本发明，再将预脱硫后的铁水转炉冶炼，具体为：将上述预脱硫后的铁水放入转炉中冶炼，装入的铁水重量为180～250t，低硫废钢加入量≤10t，采用铝铁进行脱氧，出
钢随钢流加入900～1100Kg活性石灰渣洗，出钢结束加入130～170Kg钢包顶渣改质剂，出钢
后根据钢水氧活度喂入≤300m铝线，保持一定的铝含量(约0.05％)，降低钢渣的氧化性，提
高后续精炼脱硫效率；出钢C含量控制目标为0.02～0.08％，P含量控制目标为≤0.012％，S
含量控制目标为≤0.005％，出钢温度为1630～1670℃。

[0044] 为保证成品钢的低硫含量，必须对废钢种类及加入量进行限定，在实际生产中，按照上述配比加入废钢等添加原料。另外，为了降低钢渣的氧化性，本发明采用铝铁及喂铝线
进行脱氧，并保持一定的酸溶铝含量；提高后续精炼脱硫效率。

[0045] 本申请然后将上述转炉冶炼的铁水进行LF精炼，具体为：将上述转炉冶炼后的钢水进行LF精炼造白渣深脱硫，保持LF炉精炼过程中炉渣较高的二元碱度＞7，CaO：Al2O3为
1.5～3.5，保证炉渣熔点低，流动性良好。在造渣后进行化学成分微调，出站温度控制在
1610～1630℃。

[0046] LF精炼是控制硫含量的最后工序，本发明采用造白渣深度脱硫，维持炉渣碱度，并根据进站硫含量确定还原剂加入量、精炼脱硫时间。

[0047] 按照本发明，然后将LF精炼后的铁水进行RH真空精炼，具体为：将上述LF精炼后的钢水进行RH真空脱气精炼，RH纯处理20min以上，其中真空度≤300Pa(3mbar)的处理时间≥
12min，合金化后RH的循环时间≥5min；RH真空脱气后喂入钙铝线500～600m，喂线结束后需
软吹氩8min以上，出站温度控制在1570～1590℃。

[0048] RH真空精炼能够有效降低钢水中N、O等气体元素的含量，从而减少钢水中的夹杂物数量及尺寸，同时钢包软吹氩能够促进钢水搅拌，以利于深脱硫及夹杂物上浮。另外，RH
真空精炼后必须喂入钙线进行钙处理，对A类硫化物夹杂进行变形处理，使长条状夹杂物转
变为球状夹杂，从而降低A类夹杂物对成品钢成形、疲劳性能的影响。

[0049] 本发明然后将上述RH真空精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，加入中间包覆盖剂以保护钢水，防止二次氧化，提高钙的收得率；结晶器使用包晶钢保护渣，投用倒角结晶器，
投用结晶器液面自动稳定系统，投用3～5mm压下量的动态轻压下，二冷水采用弱冷模式，中
间包温度控制在1535～1550℃，浇铸过热度控制在15～30℃，板坯拉速控制在0.9～1.2m/
min。

[0050] 连铸工序中，过热度高的钢液凝固时温度梯度大，有利于粗大柱状晶的发展，使合金元素在结晶前沿及枝晶间富集，导致铸坯中心位置形成元素偏析。同时铸坯拉速不稳定
易造成铸坯中心疏松和孔洞缺陷，并可能导致结晶器液面波动引起夹杂物超标。因此，为确
保厚规格轮辐用钢的成形性能，必须采用低过热度浇铸和恒速浇铸，严格控制铸坯偏析。

[0051] 上述熔炼过程采用深脱硫、真空脱气、低过热度浇铸的工艺，对夹杂物及中心偏析进行严格控制；通过对夹杂物及中心偏析进行严格控制，以满足厚规格汽车轮辐用钢的高
成型性能要求，避免轮辐旋压成型工序中出现分层、开裂等缺陷；通过真空精炼处理及为钙
铝线处理，实现夹杂物数量的控制及夹杂物的改性；通过连铸轻压下、低过热度浇铸等，实
现铸坯偏析的控制。

[0052] 本申请然后将上述熔炼得到的板坯进行加工，以得到540MPa级厚规格汽车轮辐用钢，具体为：将上述板坯在蓄热式加热炉中进行再加热，加热温度为1100～1300℃，加热时
间为180～400min，钢坯出炉后通过定宽压力机进行侧压，然后经过5～10道次粗轧，5～10
道次精轧，开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为800～900℃，并在轧后进行层流冷却。

[0053] 进一步，所述板坯厚度为200～250mm。

[0054] 进一步，所述板坯再加热出炉温度为1180～1250℃。

[0055] 进一步，所述板坯粗轧后的厚度为48～58mm；

[0056] 进一步，粗轧采用5～7道次轧制，所述板坯精轧采用6～7道次轧制，开轧温度为1000～1080℃，终轧温度为820～880℃；

[0057] 进一步，所述钢板轧后成品厚度为10～16mm；

[0058] 进一步，所述钢板轧后成品厚度为10～13mm时，层流冷却采用前段冷却方式，以10～30℃/s的冷却速度将钢板冷却至580～640℃；成品厚度为13.01～16mm时，层流冷却采用
双段冷却方式，先以15～30℃/s的冷却速度将钢板冷却至640～680℃，再以5～15℃/s的冷
却速度将钢板冷却至560～620℃。

[0059] 本发明采用常规轧制和轧后控制冷却手段，生产效率高，可较好的降低轧制成本，具有工艺简单，一般热连轧均可以生产的特点；针对厚规格汽车轮辐钢的特殊要求，为满足
其高成形性能、组织均匀性、性能均匀性，针对不同厚度规格采用不同的层流冷却工艺，提
高冷却效率，提高性能稳定性；本发明厚规格汽车轮辐用钢的金相组织为细小均匀的铁素
体和珠光体，晶粒度≥10级，具有优异的强度‑塑性‑成形性能配比。

[0060] 为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的540MPa级厚规格汽车轮辐用钢的制备方法进行详细说明，本发明的保护范围不受以下实施例的限制。

[0061] 实施例1

[0062] (1)铁水预脱硫：将高炉冶炼获得的铁水进行预脱硫，S含量控制在0.003～0.004wt％；采用石灰、镁粉进行深脱硫，深脱硫后尽量扒尽脱硫渣，将S含量控制在
0.004％，C含量控制目标为3.30～3.70％；

[0063] (2)转炉冶炼：将上述脱硫后的铁水放入转炉中冶炼，装入的铁水重量为230t，低硫废钢加入量5.1t，采用铝铁进行脱氧，出钢随钢流加入900～1100Kg活性石灰渣洗，出钢
结束加入130～170Kg钢包顶渣改质剂，出钢后根据钢水氧活度喂入≤300m铝线，保持一定
的铝含量(约0.05％)，出钢C含量控制目标为0.02～0.08％，P含量控制目标为0.009％，S含
量控制目标为≤0.005％，出钢温度为1630～1670℃；

[0064] (3)LF精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行LF精炼造白渣深脱硫，保持LF炉精炼过程中炉渣较高的二元碱度9.2，CaO/Al2O3在2左右，脱硫40min，在造渣后进行化学成分微调，
出站温度控制在1610～1630℃；

[0065] (4)RH真空精炼：将上述LF精炼后的钢水进行RH真空脱气精炼，RH纯处理20min以上，其中真空度≤300Pa(3mbar)的处理时间15min，合金化后RH的循环时间不小于5min，RH
真空脱气后喂入钙铝线520m，喂线结束后需软吹氩9min，出站温度控制在1570～1590℃；

[0066] (5)连铸：将上述RH真空精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，加入中间包覆盖剂以保护钢水，防止二次氧化，提高钙的收得率。结晶器使用包晶钢保护渣，投用倒角结晶器，投
用结晶器液面自动稳定系统，投用3～5mm压下量的动态轻压下，二冷水采用弱冷模式，中间
包温度控制在1535～1550℃，浇铸过热度控制在25℃，板坯拉速控制在1.1m/min，获得200
～230mm厚度的钢坯；

[0067] (6)将上述得到的板坯再加热温度为1226℃，再加热时间203min，侧压至100mm；粗轧采用6道次轧制，道次压下量为18％，19％，20％，26％，26％，25％，中间坯厚度为49mm，精
轧为7机架热连轧，道次压下量为31％，27％，25％，20％，0，13％，10％，开轧温度为1046℃，
终轧温度为870℃，精轧结束后，采用前段冷却方式以23℃/s的冷却速度冷却到604℃，得到
540MPa级汽车轮辐用钢。

[0068] 经检测，本实施例所生产的厚规格540MPa级汽车轮辐用钢力学性能为：屈服强度530MPa，抗拉强度为629MPa，延伸率为25.5％，180°冷弯试验d＝a合格。金相组织为铁素体+
珠光体(见图1)，晶粒度为11.5级。

[0069] 实施例2

[0070] (1)铁水预脱硫：将高炉冶炼获得的铁水进行预脱硫，S含量控制在0.003～0.004wt％；采用石灰、镁粉进行深脱硫，深脱硫后尽量扒尽脱硫渣，将S含量控制在
0.003％，C含量控制目标为3.30～3.70％；

[0071] (2)转炉冶炼：将上述脱硫后的铁水放入转炉中冶炼，装入的铁水重量为230t，低硫废钢加入量6.2t，采用铝铁进行脱氧，出钢随钢流加入900～1100Kg活性石灰渣洗，出钢
结束加入130～170Kg钢包顶渣改质剂，出钢后根据钢水氧活度喂入≤300m铝线，保持一定
的铝含量(约0.05％)，出钢C含量控制目标为0.02～0.08％，P含量控制目标为0.010％，S含
量控制目标为≤0.005％，出钢温度为1630～1670℃；

[0072] (3)LF精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行LF精炼造白渣深脱硫，保持LF炉精炼过程中炉渣较高的二元碱度8.9，CaO/Al2O3在2左右，脱硫35min，在造渣后进行化学成分微调，
出站温度控制在1610～1630℃；

[0073] (4)RH真空精炼：将上述LF精炼后的钢水进行RH真空脱气精炼，RH纯处理20min以上，其中真空度≤300Pa(3mbar)的处理时间16min，合金化后RH的循环时间不小于5min，RH
真空脱气后喂入钙铝线500m，喂线结束后需软吹氩10min，出站温度控制在1570～1590℃；

[0074] (5)连铸：将上述RH真空精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，加入中间包覆盖剂以保护钢水，防止二次氧化，提高钙的收得率。结晶器使用包晶钢保护渣，投用倒角结晶器，投
用结晶器液面自动稳定系统，投用3～5mm压下量的动态轻压下，二冷水采用弱冷模式，中间
包温度控制在1535～1550℃，浇铸过热度控制在23℃，板坯拉速控制在1.0m/min，获得200
～230mm厚度的钢坯；

[0075] (6)将上述得到的板坯再加热温度为1220℃，再加热时间223min，侧压至50mm；粗轧采用5道次轧制，中间坯厚度为56mm，粗轧各道次变形量为20％，22％，24％，27％，30％；
精轧为7机架热连轧，精轧各道次变形量为28％，24％，22％，20％，0，11％，9％；开轧温度为
1035℃，终轧温度为850℃，精轧结束后，层流冷却采用双段冷却，第一段冷却以21℃/s的冷
却速度冷却到670℃，第二段冷却以7℃的冷却速率冷却到590℃，得到540MPa级汽车轮辐用
钢。

[0076] 经检测，本实施例所生产的540MPa汽车轮辐用钢力学性能为：屈服强度485MPa，抗拉强度为586MPa，延伸率为26.5％，180°冷弯试验d＝a合格。金相组织为铁素体+珠光体(见
图2)，晶粒度为10.5级。

[0077] 对比例1

[0078] (1)铁水预脱硫：将高炉冶炼获得的铁水进行预脱硫，S含量控制在0.003～0.004wt％；采用石灰、镁粉进行深脱硫，深脱硫后尽量扒尽脱硫渣，将S含量控制在
0.025％，C含量控制目标为3.30～3.70％；

[0079] (2)转炉冶炼：将上述脱硫后的铁水放入转炉中冶炼，装入的铁水重量为230t，低硫废钢加入量12.1t，采用铝铁进行脱氧，出钢随钢流加入900～1100Kg活性石灰渣洗，出钢
结束加入130～170Kg钢包顶渣改质剂，出钢后根据钢水氧活度喂入≤300m铝线，保持一定
的铝含量(约0.05％)，出钢C含量控制目标为0.02～0.08％，P含量控制目标为0.011％，S含
量控制目标为≤0.005％，出钢温度为1630～1670℃；

[0080] (3)LF精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行LF精炼造白渣深脱硫，保持LF炉精炼过程中炉渣较高的二元碱度8.6，CaO/Al2O3在2左右，脱硫10min，在造渣后进行化学成分微调，
出站温度控制在1610～1630℃；

[0081] (4)RH真空精炼：将上述LF精炼后的钢水进行RH真空脱气精炼，RH纯处理20min以上，其中真空度≤300Pa(3mbar)的处理时间11min，合金化后RH的循环时间不小于5min，RH
真空脱气后喂入钙铝线300m，喂线结束后需软吹氩5min，出站温度控制在1570～1590℃；

[0082] (5)连铸：将上述RH真空精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，加入中间包覆盖剂以保护钢水，防止二次氧化，提高钙的收得率。结晶器使用包晶钢保护渣，投用倒角结晶器，投
用结晶器液面自动稳定系统，投用3～5mm压下量的动态轻压下，二冷水采用弱冷模式，中间
包温度控制在1535～1550℃，浇铸过热度控制在29℃，板坯拉速控制在0.9m/min，获得200
～230mm厚度的钢坯；

[0083] (6)将上述得到的板坯再加热温度为1216℃，再加热时间231min；粗轧采用6道次轧制，道次压下量为18％，19％，22％，24％，25％，26％，中间坯厚度为49mm，精轧为7机架热
连轧，道次压下量为30％，28％，25％，20％，0，13％，10％，精轧开轧温度为1050℃，终轧温
度为870℃，精轧结束后，采用稀疏冷却方式以14℃/s的冷却速度冷却到624℃，得到540MPa
级汽车轮辐用钢。

[0084] 经检测，本对比例所生产的厚规格540MPa级汽车轮辐用钢力学性能为：屈服强度515MPa，抗拉强度为611MPa，延伸率为26.5％，180°冷弯试验d＝a合格。金相组织为铁素体+
珠光体+晶界渗碳体，晶粒度为11.0级。

[0085] 本对比例所生产的厚规格540MPa级汽车轮辐用钢性能合格，但组织不合格，形成了有害的晶界渗碳体(见图3)。其形成的原因为层流冷却采用稀疏冷却方式，冷却强度偏
低，导致相变过程中C扩散至晶界并大量形核，从而形成晶界渗碳体。

[0086] 对比例2

[0087] (1)铁水预脱硫：将高炉冶炼获得的铁水进行预脱硫，S含量控制在0.003～0.004wt％；采用石灰、镁粉进行深脱硫，深脱硫后尽量扒尽脱硫渣，将S含量控制在
0.005％，C含量控制目标为3.30～3.70％；

[0088] (2)转炉冶炼：将上述脱硫后的铁水放入转炉中冶炼，装入的铁水重量为230t，低硫废钢加入量7.9t，采用铝铁进行脱氧，出钢随钢流加入900～1100Kg活性石灰渣洗，出钢
结束加入130～170Kg钢包顶渣改质剂，出钢后根据钢水氧活度喂入≤300m铝线，保持一定
的铝含量(约0.05％)，出钢C含量控制目标为0.02～0.08％，P含量控制目标为0.011％，S含
量控制目标为≤0.005％，出钢温度为1630～1670℃；

[0089] (3)LF精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行LF精炼造白渣深脱硫，保持LF炉精炼过程中炉渣较高的二元碱度8.1，CaO/Al2O3在2左右，脱硫29min，在造渣后进行化学成分微调，
出站温度控制在1610～1630℃；

[0090] (4)RH真空精炼：将上述LF精炼后的钢水进行RH真空脱气精炼，RH纯处理20min以上，出站温度控制在1570～1590℃；

[0091] (5)连铸：将上述RH真空精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，加入中间包覆盖剂以保护钢水，防止二次氧化，提高钙的收得率。结晶器使用包晶钢保护渣，投用倒角结晶器，投
用结晶器液面自动稳定系统，投用3～5mm压下量的动态轻压下，二冷水采用弱冷模式，中间
包温度控制在1535～1550℃，浇铸过热度控制在28℃，板坯拉速控制在1.0m/min，获得200
～230mm厚度的钢坯；

[0092] (6)将上述得到的板坯再加热温度为1220℃，再加热时间223min；通过定宽压力机投用了200mm的侧压，粗轧采用6道次轧制，中间坯厚度为54mm，粗轧各道次变形量为16％，
18％，21％，23％，25％，25％；精轧为7机架热连轧，精轧各道次变形量为27％，23％，22％，
20％，0，11％，9％；开轧温度为1080℃，终轧温度为839℃，精轧结束后，层流冷却采用双段
冷却，第一段冷却以17℃/s的冷却速度冷却到681℃，第二段冷却以6℃的冷却速率冷却到
612℃，得到540MPa级汽车轮辐用钢。

[0093] 经检测，本实施例所生产的540MPa汽车轮辐用钢力学性能为：屈服强度482MPa，抗拉强度为582MPa，延伸率为22.5％，180°冷弯试验d＝a不合格。金相组织为铁素体+珠光体，
但存在混晶组织(见图4)，晶粒度为9.5级。

[0094] 上述实施例和对比例的540MPa级汽车轮辐用钢的成分具体如表1所示：

[0095] 表1实施例和对比例提供的540MPa级汽车轮辐用钢的成分数据表

[0096]

[0097]

[0098] 上述实施例和对比例的540MPa级汽车轮辐用钢的夹杂物级别具体如表2所示：

[0099] 表2实施例和对比例制备的540MPa级汽车轮辐用钢的夹杂物级别数据表

[0100]

[0101] 对比例1对应钢铁水预脱硫后S含量偏高，LF精炼脱硫时间不足，造成成品钢S含量偏高，导致A类硫化物夹杂超标，以及180°冷弯d＝a不合格；对比例2对应钢未采用Nb微合金
化，且Mn含量也偏低，导致成品钢强度偏低。

[0102] 以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行
若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。

[0103] 对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的
一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明
将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一
致的最宽的范围。