CN105018835B - 精冲性优良的中高碳热轧带钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种精冲性优良的中高碳热轧带钢及生产方法，带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.50～0.65％，Si：0.60～1.50％，Mn：0.50～1.70％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Al_s：0.015～0.030％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质，本发明利用Si元素提高奥氏体中碳原子活度的原理，采用快速球化退火工艺，退火温度下保温时间缩短至1h～2h，降低成本，节省能源，最终得到冲裁性能优良的热轧钢带，适用于生产具有复杂形状及需要淬硬的汽车零部件原料。

Description

精冲性优良的中高碳热轧带钢及生产方法

技术领域

本发明涉及汽车零部件用钢技术领域，具体涉及一种精冲性优良的中高碳热轧带钢及生产方法。

背景技术

现代汽车零部件例如齿轮、变速箱、换挡叉拨、板簧等具有复杂形状的构造由以前的铸造、切削、热处理、精加工的方式逐步转变为采用具有优良冲裁性能的材料一次冲裁成型。具有优良冲裁性能的钢板特征具有：(1)抑制模具刀刃处的材料裂纹产生，获得加工面为85％以上的剪切面；(2)尺寸精度好；(3)硬度均匀并且适当，即不能太高降低模具寿命，又不能太低而出现“沾刀子”的情况。通常要求其组织为球化退火状态，并且要求有70％以上球化率，心部偏析1级以下。获得优良的冲裁性中高碳钢一般要求进行球化退火。

针对以上的要求，专利CN 101379207A公布了一种冲裁加工性优良的钢板及其制造方法，其专利成分组成为C：0.1～0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2％～1.5％、将P、S调节至适当范围以内；以及平均粒径超过10μm且小于20μm的铁素体和铁素体晶粒内碳化物的平均粒径为0.3～1.5μm的组织。

但是，专利CN 101379207A所述的高碳钢板热轧后需要进行长达30～60h的退火，大大提高了生产成本降低了效率，同时由于长时间退火导致钢板表面脱碳层严重，对于碳含量0.4％～0.5％的钢材不可避免的导致沿厚度方向硬度不均匀，从而出现冲裁性下降的结果。

专利CN 103003463A公布了一种精密冲裁性优良的高碳热轧钢板及其制造方法，其专利成分(重量％)为C：0.10～0.40％、Si；1.0％以下、Mn：2.0％以下、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成，而且具有先共析铁素体相在组织整体中所占面积率为10％以下、且碳化物的球化率为50％以上的显微组织。其记载的是卷取状态的热轧钢板，要求钢带以50℃/s以上的平均冷速从奥氏体单相的650℃以上的冷却温度冷却至(nose)温度范围450～600℃的冷却停止温度。并在3s内进行卷取，卷取后热轧卷迅速扣上保温罩，利用相变热促进碳化物球化。

但是，专利CN 103003463A所描述的方法采用保温罩缓冷，钢卷内外温差较大，冷速差别也大，因此会导致达到权利所要求的性能的钢带的成材率不高，同时该方法所得到的球化率仅50％以上，对于冲裁用钢板，球化率太低。

发明内容

本发明的目的，在于克服上述不足，提供一种精冲性优良的中高碳热轧带钢及生产方法，通过成分设计，配合轧制工艺参数的控制，利用Si元素提高奥氏体中碳原子活度的原理，采用快速球化退火工艺，退火温度下保温时间缩短至1h～2h，降低成本，节省能源，最终得到冲裁性能优良的热轧钢带，适用于生产具有复杂形状及需要淬硬的汽车零部件原料。

为实现上述目的，本发明提供一种精冲性优良的中高碳热轧带钢，其特殊之处在于：所述带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.50～0.65％，Si：0.60～1.50％，Mn：0.50～1.70％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.030％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质。

优选地，所述带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.50～0.60％，Si：0.70～1.50％，Mn：0.70～1.20％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.025％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质。

优选地，所述带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.55～0.60％，Si：1.0～1.20％，Mn：1.20～1.60％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.020％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质。

本发明还提供上述精冲性优良的中高碳热轧带钢的生产方法，其特殊之处在于：包括如下步骤：

1)冶炼并连铸成坯；

2)对铸坯进行缓冷，缓冷时间不低于72个小时；

3)对铸坯加热，加热温度控制在1200～1280℃，在炉时间在300～400min；

4)进行高压水除鳞；

5)进行热轧：控制粗轧结束温度在980～1100℃，压下率不低于80％；控制精轧终轧温度在A_c3+30℃～A_c3+80℃范围内,压下率不低于65％；

6)采用前端冷却，冷却速度控制为30～80℃/s，控制终止冷却的温度为600℃～700℃；

7)进行卷取，卷取温度为570～650℃，此时金相组织为：珠光体不低于90％，余量为铁素体；

8)热轧态钢卷空冷至室温后，经全氢式罩式退火炉进行球化退火，具体步骤为：先加热钢卷至其心部温度在A_c1-25℃～A_c1-5℃范围内，然后保温60min，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温；

在上述步骤中，A_c3、A_c1的单位为℃，分别由以下两个公式计算得到：

${\mathrm{Ac}}_3=910-203\sqrt{C}+44.7Si;$

Ac₁＝723+25Si-7Mn；

上述两个公式中，C、Mn、Si表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。

以下叙述本发明中选定合金元素、成分范围及关键工艺参数的理由。

C：含量控制在0.50％～0.65％范围内。碳显著影响热轧退火后及淬火后的硬度强度的元素，在本发明中需要碳含量控制在0.25％～0.55％。碳＜0.25％时不能得到汽车及工程机械零件所需的硬度，热轧态组织容易获得较多的先共析铁素体；碳＞0.65％时，即使球化率达到80％以上，钢板退火后仍然硬质化，不能确保精冲时损伤模具或产生裂纹。因此，碳限定在0.50％～0.65％。

Si：含量控制在0.60％～1.50％范围内。硅在本发明中起到的主要作用是显著的提高奥氏体中碳原子活度的作用，当硅＞0.6％时，能较明显提高球化退火温度时碳原子的活度从而大大减少球化退火时间，然而硅元素能起到显著的硬化铁素体作用从而恶化冲裁性能，因此控制硅＜1.5％。因此，限定硅含量为0.60％～1.50％。

Mn：含量控制在0.50％～1.70％，是提高钢板淬透性和耐磨性的重要元素，扩大奥氏体相区，可适当降低球化退火温度。锰含量较高会造成较严重的中心偏析和降低韧性，锰选择为0.50％～1.70％。

Ca：含量控制在0.0030％～0.0070％，微量的钙使硫化物夹杂球化，提高钢带韧性。同时微量的钙促进碳的晶界偏聚，使先共析铁素体在奥氏体晶界较难形核，从而起到抑制先共析铁素体的作用。钙含量选在为0.0030％～0.0070％

B：含量控制在0.0008％～0.005％的范围，是偏析于奥氏体境界上，微量即可显著改善淬火性元素。为了改善淬火性，需要0.0008％以上的含量，另一方面含量超过0.005％，效果已饱和，无法继续改善淬火性，相反生成硼相从而恶化钢板延伸等性能。因此硼优选限定为0.0008％～0.005％的范围。

Als：含量控制在0.010～0.030％，是有效的脱氧元素，而且还发挥着通过使钢板的显微组织细化而带来的母材韧性提高效果。铝含量要在0.030％以上，但铝含量过高易于氧形成颗粒较大的尖角不规则形状的Al₂O₃，使母材韧性恶化。因此铝含量限定在0.015％～0.030％。

在上述技术方案中，Ac₃和Ac₁的计算公式首先如下：

${\mathrm{Ac}}_3=910-203\sqrt{C}+44.7Si-15.2Ni+104V+31.5Mo;$

Ac₁＝723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni+50V+40Mo；

由于本发明带钢中的化学成分中Cr、Ni、Mo、V元素没有出现，所以简化为：

${\mathrm{Ac}}_3=910-203\sqrt{C}+44.7Si;$

Ac₁＝723+25Si-7Mn；

上述两个公式中，C、Mn、Si表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。

本发明的精轧终轧结束温度控制在A_c3+30℃～A_c3+80℃。原因是：若终轧结束温度高于A_c3+80℃时，产生的锈层变厚，晶粒粗大，晶界总表面积降低，球化退火后形成的球状碳化物弥散度下降，另一方面原奥氏体晶粒粗大，会导致最终淬火后形成的马氏体条片粗大，降低零件使用性能；若终轧结束温度低于A_c3+30℃时，钢板在终轧至层流冷却过程中温降至A_c3以下，会导致先共析铁素体量增多，同时终轧结束温度过低，导致轧制载荷增大，板形难以控制。

本发明的终轧结束后冷却速度控制为30～80℃/s。原因是：若终轧后冷却速率＜30℃/s时，难以保证抑制先共析铁素体的生成；而若终轧后冷却速率＞80℃/s时，极容易生成贝氏体组织或马氏体组织，使热轧态组织硬化，卷取时负荷增大，钢带卷取后边部产生裂纹。

本发明控制终止冷却的温度为600℃～700℃。原因是：对于含碳量为0.50％～0.65％的钢，在该温度区间为伪共析珠光体转变区，若终冷温度＞700℃，后续冷却过程中容易形成铁素体带状组织，由于组织遗传作用球化率不高；若终冷温度＜600℃，则有可能钢板中局部已发生贝氏体转变，导致组织不均匀，对于中高碳钢加大了纵剪分条的难度，后续用户切边和纵剪时极易断裂。

本发明的卷取温度控制在570～650℃。原因是：若卷取温度高于650℃时，随后卷取相变潜热作用下容易使钢卷局部温度超过A_c1，导致生成先共析铁素体，球化退火后，由于组织遗传作用球化率不高；若卷取温度低于570℃时，钢卷头尾容易形成贝氏体或马氏体，材质硬化，不利于后续加工。

本发明的热轧钢卷，经罩式炉球化退火，当钢卷心部温度达到A_c1-25℃～A_c1-5℃时，保温时间为1h，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温。这是由于当加热温度低于A_c1-25℃时，短时间保温的球化退火，不能达到最好的球化效果；而当温度高于A_c1-5℃时，容易导致钢卷局部温度过高，形成片状珠光体组织。

本发明有益效果：

(1)本发明生产的快速退火的冲裁性优良的中高碳热轧带钢，采用中高碳钢成分设计，未添加Ni、Mo、Cu等贵重合金，降低了生产成本。

(2)添加Ca作为合金化元素一方面改善硫化物夹杂，更重要的是Ca促进C向晶界偏析，辅以一定的前端冷却手段，从而较好的抑制了先共析铁素体的生成。

(3)添加较多的Si作为提高奥氏体中碳原子活度，从而使在退火温度范围内有利于珠光体球化，大大缩短球化退火时间，降低成本，节省能源。

(4)控制板坯加热温度、终轧温度、卷取温度、较强的前端冷却制度，从而达到抑制先共析铁素体的生成和细化晶粒的效果。

(5)由于对热轧态组织的控制，即使C含量0.25％的钢中也得到8％以下的先共析铁素体+细密珠光体这样的组织，即有利于球化退火的准备组织，在退火保温温度范围内，由于较高Si含量的作用，使碳化物球化迅速完成，同时球状碳化物在基体中均匀分布，经退火后整卷钢带各部位均能形成均匀的球状珠光体组织。整个钢带厚度截面上分布均匀的球状珠光体，具有优良的冲裁特性和淬透性，该发明中高碳钢的综合性能稳定，屈服强度ReL≤500MPa，抗拉强度Rm≤650MPa，延伸率≥20％，双面总脱碳层深度≤1.5d(d为厚度)，组织特征为：热轧态先共析铁素体相控制在8％以下，退火态铁素体晶粒内碳化物的平均粒径为0.3～1.5μm的组织，碳化物球化率为80％以上的显微组织。

附图说明

图1为本发明实施例6热轧态典型组织图；

图2为本发明实施例6球化退火后典型组织图。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步的详细描述：

化学成分设计：

带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.50～0.65％，Si：0.60～1.50％，Mn：0.50～1.70％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.030％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质。

工艺流程如下：

1)冶炼并连铸成坯；

2)对铸坯进行缓冷，缓冷时间不低于72个小时；

3)对铸坯加热，加热温度控制在1200～1280℃，在炉时间在300～400min；

4)进行高压水除鳞；

5)进行热轧：控制粗轧结束温度在980～1100℃，压下率不低于80％；控制精轧终轧温度在A_c3+30℃～A_c3+80℃范围内,压下率不低于65％；

6)采用前端冷却，冷却速度控制为30～80℃/s，控制终止冷却的温度为600℃～700℃；

7)进行卷取，卷取温度为570～650℃，此时金相组织为：珠光体不低于90％，余量为铁素体；

8)热轧态钢卷空冷至室温后，经全氢式罩式退火炉进行球化退火，具体步骤为：先加热钢卷至其心部温度在A_c1-25℃～A_c1-5℃范围内，然后保温60min，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温；

在上述步骤中，A_c3、A_c1的单位为℃，分别由以下两个公式计算得到：

${\mathrm{Ac}}_3=910-203\sqrt{C}+44.7Si;$

Ac₁＝723+25Si-7Mn；

上述两个公式中，C、Mn、Si表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。

各实施例按上述化学成分设计要求及工艺流程冶炼220～250mm厚板坯，具体化学成分取值和相关工艺参数分别按下表1和表2的要求进行，最后从所得钢板上取100mm×100mm的试验片，使用100吨的油压机在间隙(板厚1％)，加工力为8.5吨，有润滑的条件下冲裁处20mm×80mm的钢坯，将冲裁端面为85％以上剪切面，且端面上没有裂纹的情况评价为√，将此外的情况评价为×。

表1本发明各实施例及对比例的取值列表(wt％)

表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数及结果列表

从表2可见，在快速球化退火条件下，本发明实施例钢具有优良冲裁性，退火后碳化物球化率高，而对比例1由于Si含量过高，导致退火后铁素体仍硬质化，冲裁时出现裂纹。对比例2由于Si含量不足，采取快速球化退火后，球化率太低，冲裁性能下降。对比例3由于轧后冷速过低，导致卷取温度较高，钢中出现了先共析铁素体，导致退火后钢中球化不均匀，球化率不高，冲裁性能不合格。对比例4由于球化退火时温度过高，组织完全奥氏体化，短时间加热冷却后钢中出现了片状珠光体组织，球化率下降。对比例5由于球化退火时温度过低，转变驱动力不够，导致钢中伪共析珠光体来不及全部转变为球状和粒状碳化物，短时间加热冷却后钢中球化率达不到80％以上要求，冲裁性能下降。

而图1、图2也可以看出本发明实施例6获得热轧态典型组织以及球化退火后典型组织，表明获得所需要的目标组织，达到要求。

上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims (3)

1.一种精冲性优良的中高碳热轧带钢，其特征在于：所述带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.50～0.65％，Si：0.60～1.50％，Mn：0.50～1.70％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.030％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质；

所述带钢的生产方法包括如下步骤：

1)冶炼并连铸成坯；

2)对铸坯进行缓冷，缓冷时间不低于72个小时；

3)对铸坯加热，加热温度控制在1200～1280℃，在炉时间在300～400min；

4)进行高压水除鳞；

5)进行热轧：控制粗轧结束温度在980～1100℃，压下率不低于80％；控制精轧终轧温度在A_c3+30℃～A_c3+80℃范围内,压下率不低于65％；

6)采用前端冷却，冷却速度控制为30～80℃/s，控制终止冷却的温度为600℃～700℃；

7)进行卷取，卷取温度为570～650℃，此时金相组织为：珠光体不低于90％，余量为铁素体；

8)热轧态钢卷空冷至室温后，经全氢式罩式退火炉进行球化退火，具体步骤为：先加热钢卷至其心部温度在A_c1-25℃～A_c1-5℃范围内，然后保温60min，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温；

在上述步骤中，A_c3、A_c1的单位为℃，分别由以下两个公式计算得到：

${\mathrm{Ac}}_3=910-203\sqrt{C}+44.7Si;$

Ac₁＝723+25Si-7Mn；

上述两个公式中，C、Mn、Si表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。

2.根据权利要求1所述的精冲性优良的中高碳热轧带钢，其特征在于：所述带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.50～0.60％，Si：0.70～1.50％，Mn：0.70～1.20％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.025％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质。

3.根据权利要求1所述的精冲性优良的中高碳热轧带钢，其特征在于：所述带钢中化学成分及重量百分含量为：C：0.55～0.60％，Si：1.0～1.20％，Mn：1.20～1.60％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Als：0.015～0.020％，P≤0.015％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免杂质。