CN103534378A - 高碳薄钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种高碳薄钢板，其特征在于，具有：以质量%计含有C：0.20%～0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，以及包含铁素体和渗碳体的显微组织，并且，所述铁素体中先共析铁素体占钢组织整体的百分率为20%以上且小于50%，从钢板板厚1/4位置到板厚中心的区域中的所述渗碳体的平均粒径dc为0.50～1.5μm，从钢板表面到板厚1/4位置的区域中的所述渗碳体的平均粒径ds满足ds/dc≤0.8。
Description
技术领域
本发明涉及一种高碳薄钢板（high carbon steel sheet），特别是含有0.20～0.50质量%的C且加工性（formability）和高频淬透性优良的高碳薄钢板及其制造方法。
背景技术
用于机械结构部件等的高碳薄钢板，在加工成各种形状后，大多实施用于硬质化的热处理。其中，含有0.2～0.5质量%的C并且对碳化物（渗碳体）进行了球化退火（spheroidizing）的高碳薄钢板，比较软质，加工性优良，因此多用作汽车驱动系统部件等金属板加工材料。对于量产的汽车驱动系统部件，作为在成型加工后用于使部件硬质化的热处理，适合的是生产性优良的高频淬火（induction hardening）。因此，作为汽车驱动系统部件的原材料，要求加工性和高频淬透性均优良的高碳薄钢板，并且迄今为止已经提出了多种技术。
例如，在专利文献1中，公开了一种由C：0.1～0.8质量%、S：0.01质量%以下的亚共析钢构成，球化率为90%以上的渗碳体分散在铁素体中，并且渗碳体平均粒径为0.4～1.0μm的局部延展性（localductility）和淬透性（hardenability）优良的高碳钢板。
此外，在专利文献2中，提出了一种对含有0.2～0.7质量%的C的钢进行热轧，并控制其组织具有体积率超过20%的贝氏体相，然后进行退火，形成渗碳体球化的组织的高淬透性高碳热轧钢板的制造方法。
此外，在专利文献3中，提出了一种淬透性和延伸凸缘性（stretchflangeability）优良的高碳钢板，其特征在于，由含有C：0.22～0.45质量%、Cr：0.01～0.70质量%、Ti：0.005～0.050质量%、B：0.0003～0.0050质量%的钢构成，渗碳体的平均粒径为0.1～1.0μm，并且渗碳体粒径的标准偏差/渗碳体的平均粒径之比为1.0以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11－80884号公报
专利文献2：日本特开2003－73742号公报
专利文献3：日本特开2005－344197号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，这些现有技术存在有下述问题。
为了得到专利文献1中记载的中、高碳钢板，需要将在Ac1相变点之下和Ac1相变点之上的特定温度范围的保持组合起来的三阶段退火。因此，退火时的温度控制复杂，最终所得的钢板的特性容易不均匀，并且无法稳定地获得优良的加工性和高频淬透性。
专利文献2中记载的技术，其要点在于在退火前的热轧钢板的组织中含有大量的贝氏体，热轧后以超过120℃/秒的冷却速度进行的急冷必须在较宽的温度范围内进行。因此，如果没有冷却能力非常强的设备，则无法实施，而且还容易受到冷却不均的影响，所得钢板的特性也容易不均匀，无法稳定地获得优良的加工性和高频淬透性。
专利文献3中记载的钢板，为了确保其淬透性，除了B以外，还必须含有Ti和Cr，该技术无法适用于广泛的钢种类，也无法稳定地获得优良的加工性和高频淬透性。
本发明的目的在于提供一种含有0.20～0.50质量%的C，并且稳定地具有优良的加工性和高频淬透性的高碳薄钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人对上述目的的高碳薄钢板进行了深入研究，结果发现以下内容。
i）通过形成包含铁素体和渗碳体的显微组织，并且控制先共析铁素体（pro-eutectoid ferrite）占钢组织整体的百分率、渗碳体的粒径及其板厚方向的分布，可以稳定地获得优良的加工性和高频淬透性。
ii）而且，在冷却热轧后的钢板时，通过以在高温区域缓慢冷却、然后进行短时间的急冷的两阶段冷却模式进行冷却是有效的。
本发明基于上述见解而完成，提供一种高碳薄钢板，其特征在于，具有：以质量%计含有C：0.20%～0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，以及包含铁素体和渗碳体的显微组织，并且，所述铁素体中先共析铁素体占钢组织整体的百分率为20%以上且小于50%，从钢板板厚1/4位置到板厚中心的区域中的所述渗碳体的平均粒径dc为0.50～1.5μm，从钢板表面到板厚1/4位置的区域中的所述渗碳体的平均粒径ds满足ds/dc≤0.8。
本发明的高碳薄钢板，可以在上述化学组成的基础上以质量%计进一步含有选自Cr：0.1～1.5%、Mo：0.1～0.5%、Ni：0.1～1.0%、Ti：0.01～0.05%、Nb：0.01～0.05%、V：0.01～0.05%、B：0.0005～0.0050%中的至少一种。
所述Si含量优选以质量%计为0.1%以上且0.5%以下。
所述Mn含量优选以质量%计为0.2%以上且1.0%以下。
所述ds/dc优选为0.7以上且0.8以下。
所述高碳薄钢板的退火后的洛氏硬度（HRB）优选为85以下。
所述高碳薄钢板的高频淬火后的洛氏硬度（HRC）优选为40以上。
本发明的高碳薄钢板可以通过下述方法制造，即，将具有上述化学组成的钢片在Ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧，然后以25～50℃/秒的平均冷却速度一次冷却至550～650℃的一次冷却停止温度，接着，以120℃/秒以上的平均冷却速度在冷却时间1秒以内二次冷却至500～600℃的二次冷却停止温度，进行卷取，然后在650℃以上且Ac1相变点以下的退火温度下进行退火。
发明效果
根据本发明，能够制造含有0.20～0.50质量%的C，并且稳定地具有优良的加工性和高频淬透性的高碳薄钢板。
具体实施方式
本发明的高碳薄钢板及其制造方法的限定理由，如下所述。
（1）化学组成
以下，作为成分元素的含量单位的%，是指质量%。
C：0.20～0.50%
C是用于提高淬火后钢强度的必要元素。如果C量小于0.20%，则无法获得用作机械结构部件的必要强度。此外，在热轧后的冷却时容易生成铁素体，难以将先共析铁素体的面积百分率控制在规定的范围内。另一方面，如果C量超过0.50%，则钢板在退火后还具有过高的强度，钢板的加工性下降，并且还会导致淬火后部件的脆化、尺寸不良。因此，将C的含量限定为0.20～0.50%。优选为0.25～0.45%。
Si：1.0%以下
Si具有使钢脱氧的作用以及提高淬火后的抗回火软化性的作用。为了获得这些作用，Si的含量优选为0.1%以上。但是，过量含有Si，会导致钢板过度地高强度化，使钢板的表面性状变差，因此将Si的含量限定为1.0%以下。优选为0.5%以下。
Mn：2.0%以下
Mn具有提高钢淬透性的作用，而为了获得该作用，优选为0.2%以上的含量，并更优选为0.3%以上的含量。但是，过量含有Mn，会导致钢板的加工性大幅下降，因此将Mn的含量限定为2.0%以下。优选为1.0%以下。
P：0.03%以下
由于P会导致钢板的加工性和热处理后的韧性下降，因此将P的含量限定为0.03%以下。优选为0.02%以下。
S：0.02%以下
由于S会导致钢板的加工性和热处理后的韧性下降，因此将S的含量限定为0.02%以下。优选为0.01%以下。
sol.Al：0.08%以下
Al是为了使钢脱氧而添加的元素，但是，以钢中的sol.Al量超过0.08%的量进行添加，会导致夹杂物的增加，从而导致钢板的加工性下降。因此，将sol.Al的含量限定为0.08%以下。优选为0.04%以下。此外，在将钢板保持在高温下时，有时在钢中形成AlN，在淬火加热时抑制了奥氏体晶粒的生长，从而降低淬透性。特别是在氮气气氛中将钢板保持高温时，由于从气氛中侵入到钢中的N，容易使上述作用变得显著。为了避免由于形成AlN而导致的淬透性下降，sol.Al量必须为0.08%以下，优选为小于0.04%，并更优选为小于0.01%。
N：0.02%以下
含有大量的N，存在在钢中形成AlN而降低淬透性的情况。因此，将N的含量限定为0.02%以下。优选为0.01%以下。
余量为Fe和不可避免的杂质，而为了进一步提高淬透性和抗回火软化性，还可以进一步含有选自Cr：0.1～1.5%、Mo：0.1～0.5%、Ni：0.1～1.0%、Ti：0.01～0.05%、Nb：0.01～0.05%、V：0.01～0.05%、B：0.0005～0.0050%中的至少一种。这时，低于各元素下限的含量时其效果较小，此外，超过上限的含量时，会导致制造成本的增加，并且有时会使钢板的加工性、热处理后的韧性下降。
（2）显微组织
相构成：铁素体和渗碳体
对于本发明的高碳薄钢板，为了兼具有良好的加工性和淬透性，形成包含铁素体和渗碳体的显微组织。这时，渗碳体形成球化的渗碳体，并且渗碳体的球化率优选为80%以上。此处，渗碳体的球化率，是指在钢板的板厚截面上观察到的渗碳体中，长宽比（长径/短径）为3以下的渗碳体数相对于渗碳体总数的比率。
先共析铁素体占钢组织整体的百分率：20%以上且小于50%
先共析铁素体是在晶粒内实质不含有渗碳体的软质晶粒，其有助于提高钢板的加工性。当先共析铁素体占钢组织整体的百分率小于20%时，其效果不充分。此外，如果先共析铁素体占组织整体的面积百分率为50%以上，则热轧后的显微组织中珠光体、贝氏体等第二相减少，退火后渗碳体的分布不均匀，高频淬透性下降。因此，将先共析铁素体占钢组织整体的百分率设定为20%以上且小于50%。在此，所谓先共析铁素体是指在热轧后的冷却过程中作为初晶析出的实质上不含渗碳体、即晶粒内的渗碳体的百分率小于1%的铁素体。
渗碳体的粒径及其板厚方向的分布：从钢板板厚1/4位置到板厚中心的区域中的渗碳体的平均粒径dc为0.50～1.5μm，从钢板表面到板厚1/4位置的区域中的渗碳体的平均粒径ds满足ds/dc≤0.8
高频淬火，是利用高频感应加热的表皮效应，对钢的表层部进行淬火使其硬质化时所实施的热处理。在感应加热中，由于以几秒左右的极短时间进行急速升温，因此为了通过渗碳体的分解充分进行C的再固溶，优选渗碳体是微细的。但是，渗碳体的微细化会导致钢板的高强度化，有时会损害加工性。因此，在高频淬火中作为主要硬质化部的钢板表层部、即从钢板表面到板厚1/4位置的区域中，需要减小渗碳体的平均粒径ds，在板厚的中央部、即从钢板板厚1/4位置到板厚中心的区域中，不要过度地减小渗碳体的平均粒径dc。从该观点出发，将dc设定为0.50～1.5μm，并且ds满足ds/dc≤0.8。在此，渗碳体的平均粒径，是求出在钢板的板厚截面上观察到的各个渗碳体的长径和短径的几何平均值，并对观察到的所有渗碳体将该几何平均值进行算术平均所得的数值。
（3）制造条件
热轧的终轧温度：Ar3相变点以上
对于本发明的高碳薄钢板，通过将具有上述化学组成的钢片在Ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧，形成所希望板厚的钢板。这时，当终轧温度低于Ar3相变点时，形成了残存有轧制组织的不均匀的显微组织，退火后也继承了不均匀的显微组织，淬透性下降。因此，将终轧温度设定为Ar3相变点以上。
需要说明的是，Ar3相变点例如可以通过测定从奥氏体温度区进行冷却的过程中的热收缩曲线，并由曲线的变化点求出。此外，还可以由化学成分的含量进行估算。
热轧后的一次冷却：以25～50℃/秒的平均冷却速度冷却至550～650℃的冷却停止温度
热轧后，必须立即以25～50℃/秒的平均冷却速度一次冷却至550～650℃的冷却停止温度。这是由于，如果平均冷却速度小于25℃/秒，则生成大量的先共析铁素体，而如果超过50℃/秒，则无法获得足够量的先共析铁素体，无法形成上述所希望的先共析铁素体的量。此外，如果冷却停止温度超过650℃，则热轧后的显微组织容易粗大化，退火后难以得到所希望的显微组织，而在低于550℃时，生成了贝氏体、马氏体等硬质相，有时钢板过度地高强度化而卷取时的卷取形状、操作性变差，或者钢板形状变差而导致冷却不均匀。
如果一次冷却后到随后的二次冷却开始的待机时间长，则铁素体相变进行，容易生成大量的先共析铁素体。此外，由于相变发热、来自钢板内部的复热，钢板表面温度的再次上升容易变得过大。因此，一次冷却后到二次冷却开始的时间优选为3秒以内，更优选为1秒以内。
热轧后的二次冷却：以120℃/秒以上的平均冷却速度在冷却时间1秒以内冷却至500～600℃的冷却停止温度
对于一次冷却后的钢板，以120℃/秒以上的平均冷却速度在1秒以内冷却至500～600℃的冷却停止温度，进行卷取。
在通过通常的注水进行冷却时，由于500～600℃的温度范围是从膜沸腾开始向核沸腾转变的区域，因此容易产生钢板的冷却不均匀。在该温度范围中，如果以120℃/秒以上的平均冷却速度这种以核沸腾为主的条件进行强制水冷，则不易发生钢板的冷却不均匀，可以将钢板特性的变化抑制为较小水平。如果是平均冷却速度为240℃/秒以上的强制水冷，则更优选。此外，通过以1秒以内的极短的二次冷却时间进行强制水冷，在冷却后的钢板表层部中形成作为第二相的层间间隔狭窄的珠光体或贝氏体，并且在钢板的板厚中央部中生成层间间隔稍宽的珠光体，在退火后可以获得上述所希望的渗碳体的平均粒径及其板厚方向的分布。当二次冷却时间超过1秒时，冷却后的板厚方向的温度分布容易变得均匀，难以得到所希望的渗碳体。优选的二次冷却时间为0.5秒以内。这种效果在钢板较厚时、特别是板厚为3mm以上时更加显著。此外，当冷却停止温度超过600℃时，冷却后容易生成粗大的珠光体，并且在退火后难以得到所希望的渗碳体。另一方面，当冷却停止温度低于500℃时，生成大量的贝氏体、马氏体等硬质相，钢板过度地高强度化，卷取时的卷取形状、操作性变差。此外，退火后的渗碳体过度微细化，有时会导致钢板的加工性下降。
退火温度：650℃以上且Ac1相变点以下
对于二次冷却后进行了卷取的钢板，在通过酸洗或喷砂等处理而除去表层的氧化皮后，为了实现渗碳体的球化而进行了退火。这时，如果退火温度低于650℃，则渗碳体的球化无法迅速进行，此外，如果超过Ac1相变点，则退火中生成了奥氏体，退火后会混入珠光体即未球化的渗碳体，从而钢板的加工性、淬透性下降。因此，将退火温度限定为650℃以上且Ac1相变点以下的范围。优选为680℃以上（Ac1相变点－5℃）以下。
对于在退火温度下的保持时间，如果为10小时以上，则可以大致实现渗碳体的球化。优选为20～40小时。对于退火后的钢板来说，为了进行钢板的形状矫正或者调整表面性状，还可以根据需要实施表面光轧。
需要说明的是，Ac1相变点例如可以通过测定从常温进行加热的过程中的热膨胀曲线，并由曲线的变化点求出。此外，还可以由化学成分的含量进行估算。
本发明中所用的高碳钢的熔炼，可以使用转炉或电路中的任一种。熔炼的钢通过连铸或者铸锭后的开坯形成为钢片（钢坯）。对于钢片来说，可以根据需要实施火焰清理等修整。对于热轧前的钢片，根据制造设备的能力加热至可以确保规定的终轧温度的温度即可。连铸后的钢片也可以不冷却至常温而直接或者在短时间的加热后进行热轧。此外，还可以通过板带加热器、边部加热器等感应加热装置，对热轧过程中的钢片进行加热。
实施例
将具有表1所示化学组成、并且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢片A～M，在表2所示的热轧条件下制成板厚为5.0mm的热轧钢板，然后通过酸洗除去钢板表层的氧化皮，并同样在表2所示的退火条件下在氮气气氛中进行退火，得到钢板1～24。需要说明的是，表中的Ar3相变点和Ac1相变点，是根据下式由化学成分的含量进行计算而求出的。
Ar3相变点（℃）=910－203[C]1/2＋44.7[Si]－30.0[Mn]－11.0[Cr]＋31.5[Mo]－15.2[Ni]
Ac1相变点（℃）=727－29.1[Si]－10.7[Mn]＋16.9[Cr]－16.9[Ni]
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]，分别为C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni的含量（质量%）。
从各钢板上裁取小片，并通过高频感应加热急速加热至900℃，保持1秒后，制作水淬后的高频淬火后的样品。然后，从退火后的各钢板中裁取显微组织研究用样品，测定钢板的板厚截面上的先共析铁素体的百分率以及渗碳体的平均粒径（ds、dc）。此外，测定退火后和高频淬火后的样品表面的洛氏硬度，评价加工性和淬透性。需要说明的是，作为用作汽车驱动系统部件等机械结构部件材料的钢板所要求的加工性，退火后的硬度最低限度必须为HRB≤85，而作为淬透性，高频淬火后的硬度最低限度必须为HRC≥40。
在此，先共析铁素体的百分率和渗碳体的平均粒径，是通过对钢板中与轧制方向平行的板厚截面进行镜面研磨，并使用硝酸乙醇腐蚀液或苦酸浸蚀液进行腐蚀，然后通过扫描电子显微镜以1000～5000倍的倍率观察表层部、板厚1/8位置、板厚1/4位置、板厚3/8位置、板厚中央部各位置的组织，并如下所述而求出的。需要说明的是，表层部、板厚1/8位置、板厚1/4位置、板厚3/8位置，是从钢板的表里两侧对各位置进行观察的。
先共析铁素体的百分率：由硝酸乙醇腐蚀后的组织观察，在上述5个位置通过图像分析求出晶粒内部实质不含渗碳体的铁素体占钢组织整体的面积百分率（面积率），并将它们进行算术平均所求出的面积率作为百分率。
渗碳体的平均粒径：由苦酸浸蚀液腐蚀后的组织观察，将各个渗碳体的长径和短径的几何平均值作为各个渗碳体的粒径，并对观察视野中的渗碳体的几何平均值进行算术平均而求出。这时，在厚度方向上从板厚1/4位置到板厚中心的区域中的渗碳体的平均粒径dc，使用位于板厚1/4位置、板厚3/8位置、板厚中央部的渗碳体进行计算，此外，在厚度方向上从表面到板厚1/4位置的区域中的渗碳体的平均粒径ds，使用位于表层部、板厚1/8位置、板厚1/4位置的渗碳体进行计算。
将结果示于表3。本发明的钢板（钢板No.1、2、3、7、8、11、14、15、16、21），在高频淬火后可以得到对应于C含量的表面硬度，形成了高频淬透性优良的高碳钢板。另一方面，作为比较例的钢板No.4、5、6，与具有相同成分组成的钢板No.3相比，钢板No.4、5在高频淬火后的表面硬度低，淬透性差，钢板No.6在退火后的表面硬度大，加工性差。此外，钢板No.9、10，与具有相同成分组成的钢板No.8相比，钢板No.9在退火后的表面硬度大，加工性差，钢板No.10在高频淬火后的表面硬度低，淬透性差。此外，钢板No.12、13，与具有相同成分组成的钢板No.11相比，在高频淬火后的表面硬度低，淬透性差，并且在退火后的表面硬度大，加工性差。作为比较例的No.17、18、19，与具有相同成分组成的钢板No.16相比，钢板No.17、18在高频淬火后的表面硬度低，淬透性差，钢板No.19在退火后的表面硬度大，加工性差。同样地，钢板No.20，与钢板No.16相比，在退火后的表面硬度大，加工性差，并且在高频淬火后的表面硬度低，淬透性差。钢板No.22的C含量小于本申请发明的范围，高频淬火后的表面硬度不满足HRC≥40。此外，钢板No.23的C含量大于本申请发明的范围，退火后的表面硬度不满足HRB≤85。此外，钢板No.24的sol.Al量大于本申请发明的范围，与C含量为相同水平的发明例钢板No.3、钢板No.8相比，在高频淬火后的表面硬度低，淬透性差。
如上所述，本发明的钢板在高频淬火后可以得到对应于C含量的表面硬度，形成了高频淬透性优良的高碳钢板。另一方面，比较例的钢板与具有类似化学组成的发明例的钢板相比，在退火后的硬度高，加工性差，或者在高频淬火后的硬度低，高频淬透性差。
表2
表3
*：F铁素体、C渗碳体、P珠光体
Claims (11)
1.一种高碳薄钢板，其特征在于，具有：以质量%计含有C：0.20%～0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，以及包含铁素体和渗碳体的显微组织，
所述铁素体中先共析铁素体占钢组织整体的百分率为20%以上且小于50%，从钢板板厚1/4位置到板厚中心的区域中的所述渗碳体的平均粒径dc为0.50～1.5μm，从钢板表面到板厚1/4位置的区域中的所述渗碳体的平均粒径ds满足ds/dc≤0.8。
2.如权利要求1所述的高碳薄钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有选自Cr：0.1～1.5%、Mo：0.1～0.5%、Ni：0.1～1.0%、Ti：0.01～0.05%、Nb：0.01～0.05%、V：0.01～0.05%、B：0.0005～0.0050%中的至少一种。
3.如权利要求1所述的高碳薄钢板，其中，所述Si含量为0.1%以上且0.5%以下。
4.如权利要求1所述的高碳薄钢板，其中，所述Mn含量为0.2%以上且1.0%以下。
5.如权利要求1所述的高碳薄钢板，其中，所述ds/dc为0.7以上且0.8以下。
6.如权利要求1所述的高碳薄钢板，其退火后的洛氏硬度（HRB）为85以下。
7.如权利要求1所述的高碳薄钢板，其高频淬火后的洛氏硬度（HRB）为40以上。
8.一种高碳薄钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下化学组成的钢片在Ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧，然后以25～50℃/秒的平均冷却速度一次冷却至550～650℃的一次冷却停止温度，接着，以120℃/秒以上的平均冷却速度在冷却时间1秒以内二次冷却至500～600℃的二次冷却停止温度，进行卷取，然后在650℃以上且Ac1相变点以下的退火温度下进行退火，其中，所述钢片具有以质量%计含有C：0.20%～0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成。
9.如权利要求8所述的高碳薄钢板的制造方法，其特征在于，所述钢片以质量%计进一步含有选自Cr：0.1～1.5%、Mo：0.1～0.5%、Ni：0.1～1.0%、Ti：0.01～0.05%、Nb：0.01～0.05%、V：0.01～0.05%、B：0.0005～0.0050%中的至少一种。
10.如权利要求8所述的高碳薄钢板的制造方法，其中，所述二次冷却的平均冷却速度为120℃/秒以上且300℃/秒以下。
11.如权利要求8所述的高碳薄钢板的制造方法，其中，所述退火温度的保持时间为10小时以上且40小时以下。
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