本发明属于技术冶炼、铸造领域，涉及一种500mpa级汽车高强车轮钢及其csp工艺生产方法。
背景技术：
近年来，我国汽车行业高速发展，2013年-2015年连续3年，我国汽车总产量超过2200万辆，随之为国内钢质车轮行业的发展提供了难得的契机。查阅相关统计数据，2012年至今，钢质车轮约占车轮总生产量的25%，年需求量4000万件以上，车轮钢年需求量在120～150万吨。
车轮是汽车重要的行驶部件和安全件，在汽车全寿命周期内，车轮需在环境严酷的条件（灰尘、温度变化、污水、石击等）下，承受应变载荷和冲击载荷。因此，整车企业对车轮制造商提出了苛刻的强度和寿命要求。钢质车轮由2个零件组成，即轮辋和轮辐，通过焊接连接。
轮辋与轮胎组成密闭“气囊”，支撑并缓冲地面传递的力；轮辐的旋压减薄及冲压成型性能是关键，因此，要求钢中需严格控制c、s、p含量及氧、氮气体含量，通过添加微合金提高强度，同时还需特殊的轧制工艺降低屈强比，提高延伸率，满足轮辋和轮辐的复杂加工制造工艺。
csp产线与常规热连轧相比，有着流程短、能耗低、投资少，生产效率高效、生产相同钢级所用合金成本低、晶粒度细小、薄规格板形优良等优点。工艺窗口窄是csp产线的缺点，如：生产中高碳钢及包晶钢难度大；由于薄板坯连铸工艺拉速快，夹杂物控制难度大；由于设备装本能力限制，800mpa钢级生产难度大；部分csp产线由于没有粗轧机组且层流冷却段短，控轧控冷工艺不能有效发挥。
近年来，国内外已有生产汽车车轮钢制造方法，但研究的焦点主要集中在500mpa级以下、或采用常规热连轧工艺生产。例如申请号为200810026023.4的发明专利，公开了一种采用：c:0.04～0.07wt%、si:0.02～0.10wt%、mn：0.6～1.2wt%、nb:0.01～0.03wt%、al:0.025～0.05wt%、ti：0.01～0.03wt%，采用csp工艺得到抗拉强度为400～480mpa的汽车车轮钢的方法。申请号为201410786436.8的发明专利，公开了一种采用：c:0.05～0.09%、si:0.01～0.30%、mn:0.80～1.20%、alt：0.02～0.06%、cr:0.20～0.6%、ti:0.008～0.03%、p：0.03～0.06%、s≤0.005%，n≤0.006%，采用常规热连轧工艺生产的抗拉强度为550mpa级热轧轮辋用钢（双相组织），厚度规格为6mm。
上述专利生产的汽车车轮用钢，普遍存在：合金加入量大，合金成本高，强度偏低；工艺装备条件要求苛刻，设备投入费用高（双相钢需增加超快冷设备）不能大范围应用推广等问题。。
技术实现要素：
为解决以上的技术问题，本发明提出一种500mpa级汽车高强车轮钢及其csp工艺生产方法。
本发明所采用的技术方案是：一种500mpa级汽车高强车轮钢，该钢种的化学成分按重量百分比为：c：0.04～0.07%、si≤0.30%、mn：0.8～1.0%；p≤0.015%、s≤0.010%、nb：0.02～0.03%、als：0.020～0.045%；其它为fe及不可避免的夹杂元素。
进一步的，该钢种的化学成分按重量百分比为：c：0.045～0.065%、si≤0.25%、mn：0.85～0.95%、p≤0.012%、s≤0.007%、nb：0.023～0.027%、als：0.020～0.035%；其它为fe及不可避免的夹杂元素。
500mpa级汽车高强车轮钢的csp工艺生产方法，包括以下步骤：
铁水预处理——转炉冶炼——lf——连铸连轧，其中连铸连轧包括：板坯浇铸、加热、除鳞、轧制、层流冷却、卷取。
上述的500mpa级汽车高强车轮钢及其csp工艺生产方法，连铸连轧具体包括以下步骤：
1、连铸：钢水通过钢包底部的滑动水口进入中间包，中间包的钢水温度为1540～1560℃，连铸拉速：4.2～4.6m/s，板坯厚度：58mm或70mm。
2、加热：连铸坯经过二冷段冷却进入均热加热炉，连铸坯入炉温度为930～980℃，加热温度为1130～1180℃，连铸坯在加热炉内的停留时间为15～20分钟，出炉温度控制在1150～1170℃。
3、除鳞：入口压力≥20mpa，出口压力≥30mpa，产品厚度≤3.5mm时不投用二次除鳞。
4、热连轧：连铸坯出均热炉后，经一次高压水除鳞进入6机架连轧机组进行轧制，开轧温度为980～1020℃，终轧温度为850～870℃；f1/f2机架后二次除鳞水关闭，f1～f3机架间冷却水控制在0～70m3/h；各道次的道次压下率及轧制温度分别为：f1：48～60%,980～1020℃；f2：43～55%,950～990℃；f3:38～50%,930～960℃；f4：33～38%,900～930℃；f5:23～30%,880～900℃；f6:15～18%,860～880℃；6机架轧制速率分别为：f1：0.5～0.6m/s；f2：1.07～1.2m/s；f3：1.7～2.5m/s；f4：2.46～4.2m/s；f5：3.0～5.3m/s；f6：3.5～6.3m/s。
5、层流冷却：带钢出f6末机架后，经多功能仪检测（宽度测量、厚度测量、温度测量、板形测量），进入8段层流冷却段冷却，层流冷却模式选用分阶段分散冷却；层流冷却水系统水流量大于3800m3/h，系统压力大于0.7bar，粗调段每根集管水量控制在90～110m3/h，精粗调段每根集管水量控制在45～55m3/h，粗调段冷却速率为70～160℃／s；层流冷却前段集中冷却，第1～2组集管全部开启，微调段第8组集管后段全部打开，结合目标卷取温度及轧制规格，开启顺序为：第7组、第6组由后向前，依次间隔打开，需要继续增加冷却水量时，第3组集管由前至后，依次连续开启，第4、5组集管不开启，要求空冷。
6、卷取：采用二级psc模型设定的卷取张力，卷取温度为500～530℃。
本发明中各合金元素的作用如下：
c:提高钢带强度的重要元素，碳含量太低不能有效发挥其强化作用，需要增加合金元素，造成合金成本增加，碳含量过高，对于薄板坯连铸连轧工艺，会进入包晶区，增加连铸漏钢风险，同时降低了钢材的可焊接性能和冷加工性能（冲压）性能，因此确定了碳含量控制范围为：0.045～0.065%。
si：脱氧元素，是重要的固溶强化元素，同时增加钢液的流动性，硅含量过高容易使带钢表面出现“红绣”缺陷，且降低伸长率，因此确定了si含量控制范围为：小于0.25%。
mn：可以提高硅和氧的脱氧效果，可以同s形成硫化锰，很大程度上降低硫在钢中的危害，能提高热轧后钢材的硬度和强度，起到固溶强化作用，锰含量过低造成奥氏体稳定性和强度不足，过高会影响钢的塑形和焊接性能下降（含量大于1%时），并经过试验的得出结论，当锰含量高于1.0%时，其固溶强化作用减弱，因此确定了锰含量控制范围为：0.85～0.95%。
s：最大危害是引起钢材在加工过程时开裂，即热脆，对成形性能和疲劳性能影响较大，因此确定了s含量控制范围为：小于0.007%。
p：磷能提高钢的强度，但使钢的塑形和韧性降低，特别是使钢的脆性转折温度急剧上升，即冷脆，同时，磷有较大的偏析，因此，要严格控制磷含量（小于0.012%）。
nb：铌和碳、氮、氧都有极强的结合力，并与之形成相应的极为稳定的化合物，因而能细化晶粒，降低钢的过热敏感性和回火脆性，具有极好的抗氢性能，提高钢材的强度，改善钢材焊接性能，增加韧性，与钛相比，冶炼过程中具有较高的收得率（95～100%），氧化烧损小，冶炼过程成分控制精度高，力学性能稳定，同级钢带，塑形指标及冷加工成型性能优于含钛钢，因此确定了铌含量控制范围为：0.023～0.027%。
al：用作炼钢时的脱氧定氮剂，细化晶粒，抑制低碳钢的时效，改善钢在低温时的韧性，特别是降低了钢的脆性转变温度，提高钢的抗氧化性能，含铝量钢的韧性降低，因此确定了als含量控制范围为：0.020～0.035%。
严格控制连铸拉速及板坯厚度，目的为使中包及结晶器内钢水中的夹杂物有充分时间上浮，同时避免漏钢风险，严格控制板坯厚度，可保证前机架的压下率，大压下可达到细化晶粒的目的，同时合适的道次压下率可达到改善板形质量，提高薄规格高强钢的轧制稳定性。
严格控制板坯入炉温度主要是一方面是为了降低能耗，另一目的是防止含nb钢连铸坯边部出现边裂质量缺陷；严格控制加热温度是为了防止温度过低时，轧制过程变形抗力过大，温度过高时，含铌钢初始奥氏体晶粒越大，但温度高于1250℃时，晶粒出现粗话，且强度指标增加变缓，延伸率下降；加热温度的高低及保温时间的长短影响nb的碳氮化物的固溶，最终影响到终轧奥氏体的晶粒大小，从而影响到产品组织及力学性能。结合csp产线特点，出炉温度设定为1150～1170℃。
严格控制除鳞压力，为了保证产品表面质量，对于厚度≤3.5mm时不投用二次除鳞，是为了控制轧制速度，提高轧制稳定性。
严格控制轧制道次及压下率，因为csp生产线生产的连铸坯出加热炉后直接进入精轧机组，在1020～860℃的范围进行轧制，无法避免在部分再结晶区范围内轧制而造成混晶。而板厚较厚的钢板因变形量有限，发生部分再结晶，晶粒长大不均而形成混晶。因此控制2.5～4.0mm产品中存在混晶现象是生产具有良好成形性能高强车轮钢的关键。微合金元素nb能显著抑制奥氏体再结晶，0.025%nb可使低碳钢奥氏体的再结晶温度提高至950℃。因此f1、f2轧制采用高温（≥950℃）大变形量变形（≥45%），就是为了使其发生奥氏体完全再结晶，这样可以保证奥氏体由铸态枝晶向等轴晶转变，并促成等轴晶的均匀细化。
严格控制机架间冷却水：对于h≤3.5mm以下规格，关闭f1～f3机架间冷却水，减小f1-f2机架间的温降，确保f2仍在完全再结晶区轧制；对于h＞3.5mm规格，开启水量按机架对应最大流量的50%、40%、30%开启，加快带钢冷却，已达到晶粒细化的目的，弥补相同化学成分下厚规格产品强度偏低的问题。
严格控制轧制速率：对于h≤3.5mm以下规格，关闭机架间冷却水及二次除鳞，可降低轧制速率，使带钢在高温下的回复时间延长，使得形变储能释放，降低形核率，即达到适当控制晶粒细化，降低强度的目的；对于h＞3.5mm规格，开启机架间冷却，加快f4～f6机架的轧制速率则可细化晶粒，在层流冷却段缩短冷却时间，加快冷却速率，有利于相变的密集形核，防止晶粒长大，提高强度。
终轧温度：较低的终轧温度，可使奥氏体的回复程度较小，其应变累积效果更好，铁素体形核密度更大，从而达到细晶的目的，同时，可减小含nb钢的后机架轧制过程中出现混晶的概率，提高强度指标。
卷取温度：控制500～530℃温度卷取，主要是为在本发明要求的合金含量范围内，充分发挥设备能力，运用控制控冷技术，兼顾钢带板形质量的前提下，降低生产成本。
层流冷却：采用前段快冷，并将集管水量调至最大，增大冷却速率，就是为了增加奥氏体转变的驱动力，加速相变过程，在铁素体晶核未完全长大时，相变已完成，从而得到细小的铁素体晶粒；通过中间段的空冷，使得钢带在厚度方向的冷却更加通透，实现了再结晶退火与回火相结合的调质过程，使相变后的的晶粒更趋于均匀，最终产品的硬度降低，塑形和韧性提高；通过微调段的缓慢冷却，组织晶粒长大，并保证产品的力学性能指标达到要求。
通过以上的优化组合，本发明所述的一种500mpa级汽车高强车轮钢及其csp工艺生产方法，具有工艺简单、生产成本低、产品力学性能稳定等优点。生产的500mpa级高强汽车车轮用钢采用低c、s、p和nb微合金化设计，通过以上介绍的特殊控轧控冷工艺，屈服及抗拉强度波动小于30mpa，延伸率大于32%。采用本发明工艺生产的3.5mm轮辐用钢，在国内某车轮加工企业加工制造过程中，加工扩裂率＜1.0%，该指标高于国内某钢厂生产的同级别双相钢（扩裂率约3.5%），在疲劳弯曲测试试验中，达到14.08万转（标准要求大于6.8万转），采用本发明工艺生产的6.1mm轮辐用钢，径向疲劳试验结果210万次，远高于标准要求(大于100万次)，且焊接性能优良。
本发明取得的有益效果是：工艺简单、生产成本低、产品力学性能稳定。充分利用csp现有技术装备，通过微合金技术及控轧控冷技术的合理应用，生产出的500mpa级高强汽车车轮钢带，在车轮生产厂家的加工制造过程中，加工扩裂率≤1.0%，疲劳弯曲测试试验≥14.08万转，各项指标高于现有同钢级产品（双相钢）各项指标。
具体实施方式
为更好的说明本发明，下面结合实例对本发明进行更详细的描述，本发明的保护范围不仅限于所举实例。
实施例1
化学成分见表1。产品力学性能见表2。工艺：包括铁水预处理-转炉冶炼-lf-连铸连轧（csp）。csp工艺为：连铸拉速4.55m/s，板坯厚度58mm,出钢温度1170℃，经过一次除鳞，进入6机架连轧机组轧制，f1/f2/f3机架间冷却水关闭，终轧温度860℃，带钢以6.3m/s速度进入层冷辊道，经层流冷却1、2段集中冷却，层冷3、4、5段空冷，6、7、8段分散冷却,冷却至目标卷取温度510℃，钢卷成品厚度2.5mm。
实施例2
化学成分见表1。产品力学性能见表2。工艺：包括铁水预处理-转炉冶炼-lf-连铸连轧（csp）。csp工艺为：连铸拉速4.2m/s，板坯厚度70mm,出钢温度1150℃，经过一次除鳞，进入6机架连轧机组轧制，f1/f2/f3机架间冷却水关闭，终轧温度860℃，带钢以4.75m/s的速度进行层冷辊道，经层流冷却1、2段集中冷却，层冷3、4、5段空冷，6、7、8段分散冷却,冷却至目标卷取温度510℃，钢卷成品厚度3.5mm。
实施例3
化学成分见表1。产品力学性能见表2。工艺：包括铁水预处理-转炉冶炼-lf-连铸连轧（csp）。csp工艺为：连铸拉速4.2m/s，板坯厚度70mm,出钢温度1150℃，经过一次除鳞，进入6机架连轧机组轧制，f1/f2/f3机架间冷却水分别按70m3/h、55m3/h、40m3/h给水，f2二次除鳞开启，终轧温度860℃，带钢以3.52m/s的速度进入层冷辊道，经层冷1、2及3段前半段集中冷却，4、5段空冷，6、7、8段分散冷却,冷却至目标卷取温度520℃，钢卷成品厚度6.1mm。
工业生产可实施性：
由以上实施例可知，本发明的一种500mpa级汽车高强车轮钢及其csp工艺生产方法，具有工艺简单、生产成本低、产品力学性能稳定、冷成形及焊接性能优良，满足乘用、商用汽车钢质车轮轮辐、轮辋生产加工。本发明的制造方法在绝大多数csp连铸连轧生产线均可实现，大工业生产可操作性强，易于生产。