一种650MPa级汽车车轮用钢及其制备方法与流程

本发明涉及汽车车轮用热连轧钢，尤其涉及一种650mpa级汽车车轮用钢及其制备方法。

背景技术：

在汽车产量和保有量不断攀升、汽车能源消耗和有害气体排放递增的形势下，减轻汽车自身质量是节能环保的最有效措施。国外有关实验资料表明，车辆自身质量减轻10％，即可降低油耗5％～8％。因此，在保证汽车的整体强度和使用可靠性的前提下，汽车车身高强轻量化是达到节能减排的重要途径之一。

为了适应汽车轻量化的发展趋势，新型高强车轮用钢板的性能特点是不仅具有高强韧性、优异的吸能性，同时还必须具有良好的成型性。目前高强车轮用钢板的研发热点包括：微合金化的双相钢、低合金高强度钢等。双相钢的显微组织为铁素体加马氏体，其性能特点是屈服强度低，较高的初始加工硬化率，但延伸凸缘性较差，焊接过程中易出现热影响区软化的问题。低合金高强钢多采用nb、ti微合金化或者nb、v微合金化，显微组织为铁素体加少量珠光体或微量珠光体，通过形成晶粒细小的铁素体，以及弥散分布的纳米级析出物对钢材进行强韧化。低合金高强钢具有稳定的力学性能，良好的成形性和可焊接性。目前热轧高强车轮用钢板的研发热点集中在以下几种先进高强钢：微合金化的双相钢(fmdp钢和fbdp钢)、低合金高强度钢(hsla钢)等。

据调研，日本住友公司在590～780mpa级别的汽车底盘钢板中，添加了ti、cr等合金元素。日本nkk公司在590、780mpa级别的高延伸凸缘型热轧钢中，添加了ti、mo等合金元素。印度tata钢铁公司采用低c、高mn和0.04％nb的化学成分，生产出600mpa级别的铁素体和贝氏体钢。上述钢种多为微合金化的双相钢(fmdp钢和fbdp钢)，而双相钢，特别是fmdp钢，焊接工艺匹配性较差，易出现热影响区软化的现象。低合金高强度钢(hsla钢)则很好的规避了这种缺陷。

经检索，cn103031493b公开了一种650mpa级低si含cr热轧双相钢板及其制造方法，化学成分为：0.06～0.15％c，1.0～1.8％mn，0.3～1.5％cr，成品钢为厚度3～10mm铁素体和马氏体双相钢。cn105950984b公开了一种抗拉强度650mpa级热轧复相钢及其生产方法，化学成分为：0.06～0.10％c，0.90～1.3％mn，0.01～0.03％nb，成品钢为包含贝氏体、马氏体及一定数量铁素体的复相钢。上述发明所述的钢种均为双相钢或复相钢，具有生产工艺复杂、显微组织较难控制的缺点。cn104981551b公开了一种具有优异可成形性和疲劳性能的高强度热轧钢带材或片材以及生产所述钢带材或片材的方法，采用nb、v复合的成分，采用单相铁素体显微组织，用包含nb、v的碳氮化物强化铁素体，为保证v的析出效果，钢中的n含量控制的较高，由于n在钢中易形成夹杂物、影响钢坯表面质量，因此该发明也存在工艺控制较难的缺点。

技术实现要素：

本发明解决的技术问题在于提供一种650mpa级汽车车轮用钢，该钢的力学性能稳定性好、成型、焊接性能好。

有鉴于此，本申请提供了一种650mpa级汽车车轮用钢，包括：

优选的，所述c的含量为0.06～0.10wt％，所述mn的含量为1.20～1.80wt％。

优选的，所述si的含量为0.14～0.18wt％。

优选的，所述ti的含量为0.03～0.04wt％，所述als的含量为0.035～0.045wt％。

本申请还提供了所述的650mpa级汽车车轮用钢的制备方法，包括以下步骤：

a)将高炉冶炼的钢水进行预脱硫；

b)将步骤a)得到的铁水依次进行转炉冶炼、lf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650mpa级汽车车轮用钢。

优选的，所述转炉冶炼的过程中，采用铝铁进行脱氧，采用活石灰脱硫；所述lf精炼过程中，采用造白渣脱硫。

优选的，所述连铸的过程中，采用动态轻压的方式，压下量≥3mm，二冷水采用弱冷模式，浇铸过热度为15～40℃，拉速为0.8～1.2m/min。

优选的，步骤c)中，所述加热的温度为1100～1300℃，时间为180～400min。

优选的，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℃。

优选的，所述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℃。

本申请提供了一种650mpa级汽车车轮用钢，其包括：0.05～0.12wt％的c，1.00～2.00wt％的mn，0.05～0.30wt％的si，0.04～0.07wt％的nb，0.02～0.05wt％的ti，0.01～0.06wt％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；mn具有固溶强化和提高塑性的作用；nb在钢中的主要作用是细化晶粒和析出强化，其在热轧阶段形成的nb(cn)析出物能够强烈的钉轧晶界，抑制晶粒长大，从而细化成品钢的晶粒，在卷取阶段形成的纳米尺寸、弥散分布的nb(cn)析出物能够有效提高强度；同时，由于nb(cn)析出物稳定性好，因此钢的力学性能稳定性良好。因此本申请通过上述元素的控制，有利于得到力学性能稳定的650mpa级汽车车轮用钢。

进一步的，本申请还提供了一种650mpa级汽车车轮用钢，其包括预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、连铸、侧压、轧制和层流冷却等步骤，在上述制备过程中，通过采用预脱硫、真空脱气等的冶炼工艺，对夹杂物及中心偏析进行严格控制，进一步进行后续的侧压、轧制以及层流冷却工艺，采用nb、ti体系，获得了超细的铁素体和微量珠光体组织，具有良好的成形性和焊接性，这是同强度级别的马氏体双相钢难以达到的。

附图说明

图1为本发明实施例1制备的650mpa级汽车车轮用钢的金相组织照片；

图2为本发明实施例2制备的650mpa级汽车车轮用钢的金相组织照片；

图3为本发明对比例1制备的650mpa级汽车车轮用钢的金相组织照片；

图4为本发明对比例2制备的650mpa级汽车车轮用钢的金相组织照片。

具体实施方式

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。

鉴于650mpa级汽车车轮用钢对高强轻量化以及成型的需求，为了综合考虑工艺控制难度及成品钢成形焊接性能的高要求，本申请设计出低碳、高锰、铌钛微合金化的成分路线，通过降低碳含量提高焊接性能和凸缘性能，通过铌微合金化细化铁素体晶粒，获得超细铁素体+微量珠光体+析出相的成品组织，该种650mpa级汽车车轮用钢的力学性能满足：屈服强度≥500mpa，抗拉强度≥650mpa，延伸率≥20％，180°冷弯试验d＝a合格，夹杂物≤1.5级。具体的，本申请首先提供了一种650mpa级汽车车轮用钢，包括：

在本发明中，c的主要作用是与nb、ti等形成析出物，本发明采用超细铁素体和微量珠光体的金相组织，c含量不宜过高，否则易导致钢板心部组织异常，因此将c含量控制在0.05％～0.12％，在具体实施例中，所述c的含量为0.06～0.10wt％。

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，导致铁素体带状组织的形成，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1.20～1.80wt％。

nb在钢中的主要作用是细化晶粒和析出强化，其在热轧阶段形成的nb(cn)析出物能够强烈的钉轧晶界，抑制晶粒长大，从而细化成品钢的晶粒，在卷取阶段形成的纳米尺寸、弥散分布的nb(cn)析出物能够有效提高强度。同时，由于nb(cn)析出物稳定性好，因此成品钢的力学性能稳定性良好。本发明将nb的含量控制在0.04～0.07％；在具体实施例中，所述nb的含量为0.050～0.055wt％。

ti在钢中的主要作用是细化奥氏体晶粒、提高焊接性能以及析出强化，铸坯在加热过程中形成的tin析出物能够钉轧晶界，抑制奥氏体粗化，与之类似，焊接过程中形成的tin析出物能够抑制热影响区的组织粗化，提高焊接性能。同时在卷取阶段形成的纳米级别的ti(cn)析出物能够有效提高强度，因此将ti的含量控制在0.020～0.050％；在具体实施例中，所述ti的含量为0.030～0.040wt％。

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0.010～0.060％；在具体实施例中，所述als的含量为0.035～0.045wt％。

另外，si元素与钢的塑性相关，p元素与晶界偏聚相关，而s元素与夹杂物，特别是硫化物夹杂相关，s含量偏高、a类夹杂物偏高时极易引起车轮钢成形开裂，因此将s含量控制在≤0.010％。

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≤0.010％。

本发明还提供了上述650mpa级汽车车轮用钢的制备方法，包括以下步骤：

a)将高炉冶炼的钢水进行预脱硫；

b)将步骤a)得到的铁水依次进行转炉冶炼、lf精炼连铸，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650mpa级汽车车轮用钢。

本申请首先对650mpa级汽车车轮用钢的冶炼方法进行详细说明：

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，以控制s含量，降低a类夹杂物级别，从而避免夹杂物偏高引起车轮钢成型开裂，s含量控制在≤0.005％。

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，在转炉冶炼工序采用铝铁脱氧，同时al与钢中残留的微量n元素(50ppm以下)聚合为纳米级aln析出相，可以对晶界起到良好的钉轧效果，从而降低成品钢的晶粒尺寸。另外，不在合金化过程中引入c元素也是重要的，因为本发明所述钢种强度级别高，由于强度与韧性的矛盾性，该钢种韧性、成形性是较难控制的，因此，必须降低c含量，以避免形成韧性较差的富碳相组织。

在连铸阶段采用低过热度浇铸，必须采用动态轻压下，且浇铸过热度控制在15～40℃，轻压下量控制为≥3mm；由于本发明所述汽车车轮用钢为微合金化钢，添加了nb、ti等合金元素，需采用上述工艺手段，以防止铸坯成分偏析，避免影响后续使用过程中的成形性能。

上述冶炼过程是针对车轮钢对成形性能的高要求，提出低硫含量的成分目标，及夹杂物变形手段；针对该采用ti微合金化高强车轮钢提出n的控制要求，以避免液析氮化钛的形成，以免性能不合、成形开裂；针对该车轮钢合金含量较高，可能会出现成分偏析的问题，制定了相关的连铸工艺。

本申请然后将上述熔炼得到的板坯进行加工，以得到650mpa级汽车车轮用钢，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。

上述再加热的是为了保证合金元素充分固溶，缓解钢坯在浇铸过程中的中心偏析和枝晶偏析。当出炉温度偏低、在炉时间偏短时，合金元素无法充分固溶，钢坯中的偏析也无法完全消除，同时容易导致后续轧制时负荷过重；当出炉温度偏高、在炉时间偏长时，易导致钢坯原始奥氏体晶粒粗大，从而继承到成品钢中，引起最终组织粗大。在具体实施例中，所述再加热的温度为1190～1240℃。

在侧压的过程中，采用定宽压力机进行侧压能够提高热连轧产线对钢坯断面规格的适应性，但是当板坯侧压量过大时，易导致板宽方向边部隆起，导致后续粗轧边部变形量较低，进而导致板宽边部组织粗大甚至混晶。粗轧的目的是通过奥氏体动态再结晶细化晶粒，粗轧单道次变形量必须大于临界变形量，否则易导致钢板中心变形量不足，反而会促进晶粒长大，形成混晶组织。因此，将板坯侧压量限定在≤160mm，将粗轧道次变形量限定在≥18％。粗轧后板坯厚度较低时，会导致精轧累积变形量偏低，不利于最终组织细化，因此将粗轧后板坯厚度控制在35～55mm。

粗轧后的精轧采用5～10道次轧制，精轧开轧温度控制在1040～1100℃，终轧温度控制在830～880℃。精轧在于通过非再结晶区轧制促进奥氏体扁平化，通过形变诱导析出能形成弥散细小的nb(cn)析出相，该析出相能够有效钉轧奥氏体晶界，促进奥氏体晶粒细化，并能为后续铁素体相变提供形核核心，促进成品铁素体组织细化。精轧开轧温度较低时，会导致轧制本发明所述薄规格钢时轧制负荷过重，精轧开轧温度较高时会进入不完全再结晶区，产生混晶组织，因此精轧开轧温度控制在1000～1100℃。终轧温度较低时，会导致精轧后阶段进入奥氏体和铁素体两相区，产生混晶组织，终轧温度较高时，会导致精轧后的奥氏体组织粗大，因此将终轧温度限定在830～880℃。

进一步，上述轧制之后则进行层流冷却，所述钢种成品厚度为2～8mm时，采用前段冷却能够提高冷却强度，使钢板表面和心部充分冷却，在较大的过冷度下相变形成细小的铁素体晶粒，提高成品钢的强度和韧性。层流冷却速度和终冷温度均会影响相变过程；当冷却速度偏低、或终冷温度偏高时，容易形成粗大的先共析铁素体，大尺寸的珠光体组织，甚至是晶界渗碳体，当冷却速度偏高、或终冷温度偏低时，可能会形成马氏体等异常组织。上述异常组织均会影响成品钢的力学性能和成形性能。因此，将层流冷却速度控制在10～30℃/s，将终冷温度控制在580～640℃。

强度和韧性是矛盾的，650mpa级车轮钢强度级别较高，其强韧性匹配问题为一大技术难点，因此，本申请采用了低温大压下轧制的思路，对轧制压下量、中间坯厚度、轧制温度等进行了明确规定，以获得细小均匀的金相组织，从而获得性能上的强韧性匹配。同时，650mpa级高强度车轮钢对成形性能要求高，金相组织中可能会出现的晶界渗碳体，带状组织等会明显降低成形性能。因此，针对该钢种对层流冷却工艺敏感性高，本申请对层流冷却方式、冷却速率、终冷温度等进行了明确规定。

本发明上述制备方法工艺稳定性好，用该制备方法生产的钢力学性能稳定性好；本申请制备的650mpa级汽车车轮用钢是低合金高强度钢，采用nb、ti的成分体系，结合控轧控冷工艺，能够获得超细的铁素体加微量珠光体组织，具有良好的成形性和焊接性，这是同强度级别的马氏体双相钢难以达到的，同时通过对夹杂物，特别是硫化物夹杂进行严格控制，以满足高强度汽车车轮用钢对成形性、凸缘扩孔性的高要求。本发明所述制备方法简单，工艺适应性强，在一般热连轧产线、连铸连轧产线上均适用。

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的650mpa级汽车车轮用钢及其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。

实施例1

(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0.003wt％；

(2)转炉冶炼：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，铝铁300kg进行脱氧，采用金属锰配锰，采用800～1200kg活性石灰脱硫；

(3)lf精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行lf精炼，采用造白渣脱硫，s含量控制为≤0.005wt％，脱硫41min；

(4)连铸：将上述lf精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，再经过结晶器生产为铸坯，投用动态轻压下，压下量控制为≥3mm，二冷水采用弱冷模式，浇铸过热度控制在26℃，板坯拉速控制在1.0m/min，获得200～230mm厚度的钢坯；

(5)将上述得到的板坯再加热温度为1247℃，再加热时间254min；粗轧采用6道次轧制，道次压下量为18％，20％，20％，31％，30％，29％，粗轧后板坯厚度为41mm，精轧为7机架热连轧，道次压下量为43％，39％，30％，23％，20％，15％，12％，开轧温度为1045℃，终轧温度为855℃，精轧结束后，采用前段冷却方式以25℃/s的冷却速度冷却到593℃，得到650mpa汽车车轮用钢。

经检测，本实施例所生产的650mpa级汽车车轮用钢力学性能为：屈服强度585mpa，抗拉强度为658mpa，延伸率为24.0％，180°冷弯试验d＝a合格。金相组织为铁素体+微量珠光体(见图1)，晶粒度为13级。

实施例2

(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0.003wt％；

(2)转炉冶炼：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，铝铁290kg进行脱氧，采用金属锰配锰，采用800～1200kg活性石灰脱硫；

(3)lf精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行lf精炼，采用造白渣脱硫，s含量控制为≤0.003wt％，脱硫36min；

(4)连铸：将上述lf精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，再经过结晶器生产为铸坯，投用动态轻压下，压下量控制为≥3mm，二冷水采用弱冷模式，浇铸过热度控制在24℃，板坯拉速控制在1.0m/min，获得200～230mm厚度的钢坯；

(5)将上述得到的板坯再加热温度为1236℃，再加热时间265min；粗轧采用5道次轧制，粗轧后板坯厚度为43mm，粗轧各道次变形量为22％，29％，29％，32％，30％；精轧为7机架热连轧，精轧各道次变形量为42％，39％，30％，23％，20％，15％，11％；开轧温度为1051℃，终轧温度为869℃，精轧结束后，层流冷却采用前段冷却，以28℃/s的冷却速度冷却到587℃，得到650mpa汽车车轮用钢。

经检测，本实施例所生产的650mpa汽车车轮用钢力学性能为：屈服强度592mpa，抗拉强度为658mpa，延伸率为24.5％，180°冷弯试验d＝a合格。金相组织为铁素体+微量珠光体(见图2)，晶粒度为13级。

实施例3

(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0.002wt％；

(2)转炉冶炼：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，铝铁285kg进行脱氧，采用金属锰配锰，采用800～1200kg活性石灰脱硫；

(3)lf精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行lf精炼，采用造白渣脱硫，s含量控制为≤0.003wt％，脱硫35min；

(4)连铸：将上述lf精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，再经过结晶器生产为铸坯，投用动态轻压下，压下量控制为≥3mm，二冷水采用弱冷模式，浇铸过热度控制在27℃，板坯拉速控制在1.05m/min，获得200～230mm厚度的钢坯；

(5)将上述得到的板坯再加热温度为1247℃，再加热时间254min；粗轧采用6道次轧制，道次压下量为18％，20％，20％，31％，30％，29％，粗轧后板坯厚度为41mm，精轧为7机架热连轧，道次压下量为43％，39％，30％，23％，20％，15％，12％，开轧温度为1045℃，终轧温度为855℃，精轧结束后，采用前段冷却方式以25℃/s的冷却速度冷却到593℃，得到650mpa汽车车轮用钢。

经检测，本实施例所生产的650mpa级汽车车轮用钢力学性能为：屈服强度602mpa，抗拉强度为703mpa，延伸率为23.5％，180°冷弯试验d＝a合格。金相组织为铁素体+微量珠光体，晶粒度为13级。

对比例1

(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0.020wt％；

(2)转炉冶炼：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，铝铁310kg进行脱氧，采用中碳锰铁配锰，采用800～1200kg活性石灰脱硫；

(3)lf精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行lf精炼，采用造白渣脱硫，s含量控制为≤0.020wt％，脱硫11min；

(4)连铸：将上述lf精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，再经过结晶器生产为铸坯，投用动态轻压下，压下量控制为≥3mm，二冷水采用弱冷模式，浇铸过热度控制在35℃，板坯拉速控制在0.9m/min，获得200～230mm厚度的钢坯；

(5)将上述得到的板坯再加热温度为1231℃，再加热时间201min；粗轧采用6道次轧制，道次压下量为20％，21％，22％，28％，28％，27％，粗轧后板坯厚度为42mm，精轧为7机架热连轧，道次压下量为43％，37％，32％，24％，21％，14％，12％，精轧开轧温度为1064℃，终轧温度为870℃，精轧结束后，采用稀疏冷却方式以16℃/s的冷却速度冷却到614℃，得到650mpa汽车车轮用钢。

经检测，本对比例所生产的650mpa级汽车车轮用钢力学性能为：屈服强度599mpa，抗拉强度为667mpa，延伸率为19.5％，180°冷弯试验d＝a不合格。金相组织为铁素体+珠光体，珠光体异常长大，晶粒度为12级。

本对比例所生产的650mpa级汽车车轮用钢延伸率、冷弯性能不合格，组织不合格，形成了异常长大的珠光体(见图3)。其形成的原因为层流冷却采用稀疏冷却方式，冷却强度偏低所致。

对比例2

(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0.003wt％；

(2)转炉冶炼：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，铝铁302kg进行脱氧，采用金属锰配锰，采用800～1200kg活性石灰脱硫；

(3)lf精炼：将上述转炉冶炼后的钢水进行lf精炼，采用造白渣脱硫，s含量控制为≤0.005wt％，脱硫26min；

(4)连铸：将上述lf精炼后的钢水转入中间包进行浇铸，再经过结晶器生产为铸坯，投用动态轻压下，压下量控制为≥3mm，二冷水采用弱冷模式，浇铸过热度控制在31℃，板坯拉速控制在1.1m/min，获得200～230mm厚度的钢坯；

(5)将上述得到的板坯再加热温度为1242℃，再加热时间202min；粗轧采用6道次轧制，道次压下量为20％，21％，22％，28％，28％，27％，粗轧后板坯厚度为42mm，精轧为7机架热连轧，道次压下量为43％，37％，32％，23％，20％，13％，12％，开轧温度为1056℃，终轧温度为865℃，精轧结束后，层流冷却采用前段冷却，以11℃/s的冷却速度冷却645℃，得到650mpa汽车车轮用钢。

经检测，本实施例所生产的650mpa汽车车轮用钢力学性能为：屈服强度597mpa，抗拉强度为663mpa，延伸率为18.5％，180°冷弯试验d＝a不合格。金相组织为铁素体+珠光体，但存在比例为4％～5％的晶界渗碳体(见图4)，晶粒度为12级。

本对比例所生产的650mpa级汽车车轮用钢性能和组织不合格，是由于形成了晶界渗碳体异常组织，其形成原因为终冷温度较高，相变温度偏高导致渗碳体在奥氏体晶界析出长大。

上述实施例和对比例的650mpa级汽车车轮用钢的成分具体如表1所示：

表1实施例和对比例提供的650mpa级汽车车轮用钢的成分数据表

上述实施例和对比例的650mpa级汽车轮辐用钢的夹杂物级别具体如表2所示：

表2实施例和对比例制备的650mpa级汽车轮辐用钢的夹杂物级别数据表

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。

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。