CN114058941A - 一种冷轧钢板及制造方法和汽车用冲裁件 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种冷轧钢板，该冷轧钢板的化学元素质量百分比为：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％和Fe。本发明同时公开了上述冷轧钢板的制造方法，包括对具有上述冷轧钢板成分的板坯进行热轧、酸洗和冷轧，热轧步骤包括板坯加热、终轧、卷取，板坯加热温度控制为1180～1280℃、终轧温度控制为870～940℃、卷取温度控制为500～600℃，经过热轧步骤后得到的钢板的金相组织为贝氏体组织。本发明还公开了一种汽车用冲裁件，通过对上述冷轧钢板进行精密冲裁而获得。本发明通过对冷轧钢板的成分及含量、热轧工艺进行优化设计，最终得到球状渗碳体球化率≥95％、具有良好的塑性、较低的强度的冷轧钢板。

Description

一种冷轧钢板及制造方法和汽车用冲裁件
技术领域
本发明涉及金属材料及其加工方法、产品，特别涉及一种冷轧钢板及制造方法和汽车用冲裁件。
背景技术
精冲钢，特别是中碳钢、高碳钢、合金钢等具有良好的淬硬性、耐磨性、较高的强度等，广泛应用于汽车零部件制造、航空航天、民营五金等行业。由于热轧钢材料具有粗大的珠光体片层，强度较高，塑性较差，一般难以直接成型，并且热轧钢表面质量差，厚度精度差，因此热轧钢需进行后续的冷轧、球化退火才能进行后续的精冲工序。
精冲钢的组织和性能是实现精冲零件剪切面光洁的基本条件。为达到良好的精冲性能，精冲钢应具有如下特性：显微组织为铁素体+球状渗碳体且渗碳体球化良好(球化率≥95％)，塑性高和较低的强度，性能均匀。影响精冲钢球化效果的主要因素包括热轧钢材原始组织、热处理工艺等。
日本专利JP2007270329A公开了一种冷轧钢板，其化学成分：C：0.1～0.5％，Si：≤0.5％，Mn：0.2～1.5％，P：≤0.03％，S：：≤0.02％；所述冷轧钢板还包括Cr：≤3.5％，Mo：≤0.7％，Ni：≤3.5％，Ti：0.01～0.1％，B：0.0005～0.005％中的一种或两种以上的化学元素；将含有上述组成的冷轧钢板进行Ar3相变温度～850℃温度范围内压下率≥25％的热轧工艺，其终轧温度为Ar3相变温度～950℃，然后以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至500～700℃范围内，而后在450～600℃的卷取温度范围内卷取。
综上所述，现有技术存在冷轧钢微观组织中球状渗碳体球化率低，进而精冲性能有待于进一步提高的技术问题。
发明内容
本发明的目的在于解决精密冲裁用冷轧钢微观组织中球状渗碳体球化率低，进而精冲性能有待于进一步提高的技术问题。本发明提供了一种冷轧钢板及制造方法和汽车用冲裁件，可获得高球化率(球化率在95％以上)的冷轧钢板，其具有良好的塑性以及较低的强度，满足精密冲裁的要求。
为解决上述技术问题，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板，以质量百分比表示，其成分含有：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％和Fe。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板，其成分质量百分比为：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板，其金相组织为铁素体和球状渗碳体，球状渗碳体的球化率≥95％，铁素体晶粒度为7.0～10.0级。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板，其金相组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板，其屈服强度为240～360MPa，抗拉强度为360～480MPa，断后伸长率A50mm≥25％。
本发明的实施方式还公开了一种汽车用冲裁件，对由上述冷轧钢板进行精密冲裁而获得。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种汽车用冲裁件，冷轧钢板表面无镀层。
本发明的实施方式还公开了一种冷轧钢板的制造方法，包括对具有上述冷轧钢板的成分的板坯进行热轧、酸洗和冷轧，热轧步骤包括板坯加热、终轧、卷取，其中，板坯加热温度控制为1180～1280℃，终轧温度控制为870～940℃，卷取温度控制为500～600℃，经过热轧步骤后得到的钢板的金相组织为贝氏体组织。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，板坯加热温度控制为1200～1250℃，终轧温度控制为890～930℃，卷取温度控制为520～560℃。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明公开了一种冷轧钢板的制造方法，终轧步骤后还包括喷水冷却，使钢板温度降至卷取温度进行卷取。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，冷轧步骤中，控制冷轧压下率为20～60％。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，控制冷轧钢板的冷轧压下率为30～50％。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，在冷轧步骤后还包括罩式退火步骤，其中，控制冷轧钢板的退火均热温度为660～710℃，退火均热时间为20～35小时。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，在罩式退火步骤后还包括平整步骤，其中，控制平整延伸率≤2.0％。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，在平整步骤中，控制平整延伸率为0.4～1.8％。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板的制造方法，板坯的厚度为80～300mm。
本发明的实施方式还公开了一种汽车用冲裁件，对由上述冷轧钢板的制造方法制造的冷轧钢板进行精密冲裁而获得。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种汽车用冲裁件，冷轧钢板表面无镀层。
本发明相比现有技术具有如下效果：本发明所述的冷轧钢板通过优化化学成分及配比并对热轧工艺进行优化设计，使热轧钢板的微观组织为均匀的贝氏体组织，进而冷轧、球化退火后的冷轧钢板的微观组织为铁素体基体上均匀弥散分布球状渗碳体颗粒，且球状渗碳体的球化率≥95％，因此冷轧钢具有高球化率、良好的塑性、较低的强度，满足了精密冲裁的要求。
附图说明
图1示出本发明实施例1的冷轧钢板的显微组织金相图。
图2示出本发明实施例2的冷轧钢板的显微组织金相图。
图3示出本发明实施例2的热轧钢板的显微组织金相图。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明的实施方式作进一步地详细描述。
本发明提供的一种冷轧钢板，以质量百分比表示，其成分含有：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％和Fe。
作为本发明的一个实施方式，本发明的冷轧钢板的成分质量百分比为：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
具体化学成分的限定理由如下：
碳：在本发明所述的技术方案中，碳是重要的强化元素，可以通过固溶强化显著提升钢的强度。但碳的质量百分比过高不仅会显著提高带钢的碳当量，降低可焊性，也会降低带钢的塑性，并增加钢的冷脆性和时效敏感性，因此，碳的质量百分比不能太高，因而，本发明的冷轧钢板中碳的质量百分比控制在0.14～0.25wt％。
硅：硅是铁素体固溶强化元素，可以提高强度，但是添加硅会提升碳当量，降低焊接性，对磷化性也不利，因而，本发明的冷轧钢板中硅的质量百分比控制在0.01～0.5wt％。
锰：锰具有强固溶强化作用，能有效提高钢板强度，因此为了满足热处理后高强度要求，在本发明的冷轧钢板中添加一定量的Mn。但由于Mn的质量百分比过高会显著提高钢板的碳当量，降低可焊性，也会加重偏析，对塑性、扩孔性、弯曲性能等成形性能不利，因而，本发明的冷轧钢板中Mn的质量百分比控制在0.3～1.6wt％。
磷：磷会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，对焊接性能也不利影响，因此，在本发明的冷轧钢板中，P的质量百分比尽可能低，然而考虑到冶炼成本，P的质量百分比控制在P≤0.015wt％。
硫：在钢中易与Mn形成MnS，恶化力学性能、扩孔性能以及其他成形性能，因此，在本发明所述的技术方案中，S的质量百分比越低越好，但是S的质量百分比过低则会加大冶炼难度，增加成本，因而，在本发明的技术方案中，S的质量百分比控制在0＜S≤0.01wt％。
铝：Al充当脱氧剂，与N结合形成AlN,有助于防止奥氏体晶粒粗大。但当Al的含量超过0.1wt％时，钢板的纯度会降低。因此，本发明的冷轧钢板将Al的质量百分比控制在0.01～0.07wt％。
铬：铬在钢中主要用来延迟奥氏体转变孕育时间，提高淬透性，使铁素体、珠光体转变后移，在冷却过程中抑制该类组织形成，使钢在冷速不高的情况下直接进入马氏体相变区，但是若Cr的含量过高，则得到的冷轧钢板的精冲性能降低、回火软化。因而，本发明的冷轧钢板中铬的质量百分比控制在0.1～1.0wt％。
硼：硼是钢中奥氏体晶界偏析强烈的元素，能降低奥氏体的晶界能，抑制先共析铁素体晶核的形成，对于提高钢的淬透性作用具有三大特点：提高淬透性的能力很强，有文献指出0.001％～0.003wt％的B作用可分别相当于0.6wt％的Mn、0.7wt％的Cr、0.5wt％的Mo和1.5wt％的Ni，只需极少量的B即可节约大量的贵重合金元素；B有提高淬透性的最佳含量，不同于一般合金元素提高淬透性的效果随其在钢中含量增加而增加，为了有效提高淬透性，B含量必须在0.0005wt％以上，但是当其含量超过0.005wt％时，提高淬透性的效果达到饱和，因此B有一个最佳含量范围，本发明中B含量控制在0.0001～0.005wt％。
氮：在含Ti钢中，适量的N与Ti易在高温下形成TiN，有利于强化基体，并提高钢板的焊接性能。但N的质量百分比过高，则容易使TiN粗化，或使过多的N固溶，降低钢的塑性和扩孔翻边性能。且N含量超过0.01％时，在热轧时会形成AlN的氮化物，导致基板钢板的冲裁加工性能和淬透性降低。因此，在本发明的技术方案中N的质量百分比控制在0＜N≤0.006wt％。
需要说明的是，本发明中，冷轧钢板中各成分的含量，只要没有特别限定，均是以制造冷轧钢板时各成分的加入量为标准的。
在冷轧钢板的各种合金元素中，碳、锰、铬、硼是提高冷轧带钢显微组织中球状珠光体球化率、获得良好的塑性以及合适的屈强比的关键元素。因此，本发明通过合理控制碳、锰、铬、硼元素及其含量并通过各元素组成成分之间的相互配合，使得冷轧钢板显微组织中球状渗碳体球化率大大提高，同时获得良好的塑性以及合适的屈强比。
作为本发明的一个实施方式，冷轧钢板的金相组织为铁素体和球状渗碳体，球状渗碳体的球化率≥95％，铁素体晶粒度为7.0～10.0级。
铁素体是碳与合金元素溶解在α-Fe中的固溶体，渗碳体是碳与铁形成的一种化合物。珠光体是铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。
片状珠光体是铁素体薄层和渗碳体薄层交替叠压的层状复相物，片状珠光体中的片状渗碳体，在轧制及球化退火中过程中破断，并形成颗粒状渗碳体分布在铁素体上，即成为球状珠光体。
作为本发明的一个实施方式，冷轧钢板的金相组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒。
作为本发明的一个实施方式，冷轧钢板的屈服强度为240～360MPa，抗拉强度为360～480MPa，断后伸长率A50mm≥25％。
本发明还提供了一种汽车用冲裁件，对由上述冷轧钢板进行精密冲裁而获得。
作为本发明的一个实施方式，冷轧钢板表面无镀层。
本发明还提供了一种冷轧钢板的制造方法，包括下述步骤：对具有上述冷轧钢板的成分的板坯进行热轧、酸洗和冷轧，热轧步骤包括板坯加热、终轧、卷取，其中，板坯加热温度控制为1180～1280℃，终轧温度控制为870～940℃，卷取温度控制为500～600℃，经过热轧步骤后得到的钢板的金相组织为贝氏体组织。
在本发明的制造方法中，热轧步骤是冷轧钢板显微组织中球状渗碳体球化率提高的决定性步骤。现有技术一般采用600～650℃的中高温卷取温度，得到的热轧钢板的显微组织为带状铁素体+块状珠光体，且会存在带状组织，为了得到球化率尽可能高的球状渗碳体且球状渗碳体均匀弥散分布于铁素体基体中的产物，现有技术一般采用增加球化退火次数(2次及以上)和延长球化退火时间的工艺，使得渗碳体充分扩散，最终得到弥散分布的球状渗碳体颗粒，但退火次数的增加和退火时间的延长大大增加了生产成本。与现有技术不同的是，本发明的制造方法在热轧步骤采用500℃～600℃的低温卷取工艺，制备得到的热轧钢板的显微组织为均匀的贝氏体组织，贝氏体中的碳化物分布均匀，因此在后续的冷轧步骤及球化退火步骤中需要的扩散距离大大缩短，在相同的球化退火工艺下，能获得更好的球化率组织，因此本发明的制造方法中不需多次、长时间退火便能得到球化良好的球状渗碳体颗粒。若卷取温度不足500℃，则卷取时由于低温卷取得到贝氏体及马氏体造成强度太高，钢板容易产生裂纹，且卷取温度低，温度控制波动大，性能波动大，组织差异大，容易产生内应力造成板型差。因而，本发明采取500℃～600℃的低温卷取工艺。本发明的冷轧钢板，在减少球化退火次数、缩短球化退火时间的条件下，保留了高球化率、塑性好、强度较低的优点，具备良好的精冲性能。
本发明热轧步骤中控制板坯加热温度在1180～1280℃，这是因为：为了使板坯中的微合金元素充分溶解，以利于在后序步骤中充分发挥微合金元素的作用。由于终轧轧制必须在单相区进行，即不能低于Ar3相变温度(冷却时奥氏体向铁素体转变的开始温度)，因而，将终轧温度控制在870～940℃。如果终轧的终轧温度高于940℃，则产生的氧化皮变厚，酸洗性降低，钢板的表层上可能会发生脱碳层，铁素体粒径容易变粗；而如果终轧温度低于Ar3相变点温度，不仅会导致混晶，且轧机的轧制负荷显著增加。因此，将终轧温度限制在870～940℃的范围内，避免因为终轧温度过低导致混晶、轧制难度增大或温度过高导致晶粒过大影响强化效果等问题。
作为本发明的一个实施方式，在热轧步骤，板坯加热温度可选为1200～1250℃，终轧温度为890～930℃，卷取温度为520～560℃，由此可以产生有利于提高球化率的贝氏体组织，最终达到提高球化率、提高冷轧钢塑性、降低强度的目的，同时有利于缩短后续球化退火时间、减少后续球化退火次数，从而降低制造成本。
作为本发明的一个实施方式，终轧步骤后还包括喷水冷却，使钢板温度按照设定的冷却速率冷却至卷取温度进行卷取，其中冷却速率＞30℃/s。
作为本发明的一个实施方式，在热轧步骤后进行酸洗步骤以去除表面氧化铁皮，在酸洗步骤后进行冷轧步骤，其中，控制冷轧钢板的冷轧压下率为20～60％。
作为本发明的一个实施方式，在冷轧步骤中，控制冷轧钢板的冷轧压下率为30～50％。
在冷轧步骤中决定冷轧钢板质量的主要参数是冷轧压下量，合适的冷轧压下量可以使材料产生畸变能，为珠光体球化转变提供能量，通过对热轧钢板进行冷轧，可以促进后续罩式退火步骤的晶粒再结晶，得到合适的晶粒度，满足连续精冲加工要求，因此需要将压下率设为20％以上；另一方面，如果压下率超过60％，则由于晶粒过于细化，使得钢板硬化，制得的冷轧钢板的精冲性能降低，同时过高的形变量会使冷轧机负荷过大、冷轧轧制道次增加、冷轧成本提高。因此，将冷轧压下率控制在20～60％范围内。冷轧压下率优选地控制在30～50％可以进一步得到目标球化率和晶粒度的产物。
作为本发明的一个实施方式，在冷轧步骤后还包括罩式退火步骤，其中，控制冷轧钢板的退火均热温度为660～710℃，退火均热时间为20～35小时。
退火是将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却，目的是降低钢板因冷轧步骤造成的硬度提高，以改善精冲加工性能。在本发明的制造方法中，采用罩式退火炉退火，退火温度选择在A1点温度(即平衡状态下，奥氏体、铁素体、渗碳体平衡共存的温度)以下，这是因为：过低的退火温度需要进一步延长保温时间才能得到良好的球化效果，过高的退火温度则会造成带钢进入两相区，在后续冷却过程中相变成块状珠光体的不良组织，同时也会造成铁素体晶粒粗大以及表面明显脱碳，影响材料最终使用性能。因此，为改善球化退火效果，本发明设定冷轧钢板在罩式退火炉的退火均热温度为660～710℃。退火时均热时间也很关键，均热时间过短，不能形成细小球状颗粒且无法形成渗碳体颗粒的弥散分布；若均热时间过长，则球状珠光体又会重新长大、团聚，形成层片状偏析，导致材料塑性降低，不利于后续精冲加工。因此，为了提高球化退火效果，本发明冷轧钢板在罩式退火步骤的退火均热时间为20～35小时。
由于本发明通过优化热轧工艺而得到金相组织为贝氏体组织的热轧钢，利于退火工序中的渗碳体球化，因此上述的退火工艺与现有技术相比，在减少球化退火次数、缩短球化退火时间的条件下，保留了退火后得到的冷轧钢板的球状渗碳体的高球化率，满足精密冲压要求，且大大节约了制造成本。
作为本发明的一个实施方式，在罩式退火步骤后进行平整步骤，控制平整延伸率≤2.0％。
作为本发明的一个实施方式，控制平整延伸率为0.4～1.8％，可以进一步获得合适的屈强比，利于后续精密冲压。
作为本发明的一个实施方式，在热轧步骤之前进行冶炼、连铸步骤得到板坯，冶炼采用转炉或电炉进行，板坯的厚度为80～300mm。
将具有上述特定化学元素质量百分配比的板坯，经过冷轧钢板的制造方法，最终制得显微组织中球状渗碳体球化率≥95％的冷轧钢板，且冷轧钢板具有良好的塑性以及较低的强度，具备良好的精冲性能，上述制造方法大大优化了热轧工艺，使得退火工艺得以优化，实现减少冷轧带钢球化退火次数、缩短冷轧带钢球化退火时间，进而减少能源消耗、降低制造成本的目的。
本发明还提供了一种汽车用冲裁件，其由冷轧钢板的制造方法制造的冷轧钢板进行精密冲裁而获得。
作为本发明的一个实施方式，冷轧钢板表面无镀层。
上述汽车用冲裁件适用于高速精密冲裁制作的汽车发动机系统、变速箱系统、座椅调节系统等零部件。
以下，关于本实施方式的实施例作进一步详细说明，但本实施方式不限于下述的实施例。即，毋庸置疑，下述的各种化学成分和工艺参数等，关于可适用公知的一般技术的部分，不受下述的实施例的任何限制，其内容可适当变更。
实施例1
通过转炉或电炉冶炼得到符合下述化学成分的钢水，如表1所示，化学元素质量百分配比为：C:0.16wt％，Si:0.05wt％，Mn:1.065wt％，P:0.0104wt％，S:0.0015wt％，Al:0.0425wt％，Cr:0.863wt％，B:0.0013wt％，N:0.0043wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢水经真空脱气处理后进行连铸得到厚度为80～300mm的板坯；
如表2所示，板坯送至加热炉于1200℃加热后进行多道次轧制，其终轧温度为880℃，然后喷水冷却后于520℃进行卷取得到热轧钢板；
热轧钢板经酸洗去除表面氧化铁皮得到热轧酸洗钢卷，进行冷轧，冷轧压下率为45％，经过冷轧变形后的轧硬状态的冷轧钢板经过罩式退火炉退火，退火均热温度为700℃、退火均热时间为30小时，最后进行平整，控制平整延伸率为0.8％，得到该冷轧钢。
得到的冷轧钢板，按照金属材料拉伸试验方法(GB/T 228.1)、钢的显微组织评定方法(GB/T 13299)、金属材料洛氏硬度试验方法(GB/T 230.1)进行拉伸、显微组织、硬度检测，具体性能参数参见表3中的实施例1，屈服强度为258MPa，抗拉强度为427MPa，延伸率A50mm为36.4％，球化率为99％。实施例1的冷轧钢板的显微组织金相图如图1所示，图1中比例尺为10μm，渗碳体颗粒均匀弥散分布在铁素体基体上。
实施例2
如表1和表2所示，化学元素质量百分配比为：C:0.223wt％，Si:0.234wt％，Mn:1.205wt％，P:0.0087wt％，S:0.0020wt％，Al:0.0378wt％，Cr:0.189wt％，B:0.0025wt％，N:0.0038wt％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，经过加热温度为1260℃、终轧温度为930℃、卷取温度为550℃的热轧后制成热轧钢板，而后经过酸洗并进行冷轧得到冷轧钢板，冷轧步骤中控制冷轧压下率为40％，然后进行罩式退火，退火均热温度为700℃、退火均热时间为35小时，将退火后的钢板进行平整，控制延伸率为1.5％，得到该冷轧钢板。
得到的冷轧钢板，其性能测试方法按照与实施例1相同的方法进行，具体性能参数参见表3中的实施例2，屈服强度为276MPa，抗拉强度为450MPa，延伸率A50mm为31.5％，球化率为96％。实施例2的冷轧钢板的显微组织金相图如图2所示，图2中比例尺为20μm，渗碳体颗粒均匀弥散分布在铁素体基体上，实施例2的热轧钢板的显微组织金相图如图3所示，图3中比例尺为20μm。
实施例3
如表1和表2所示，化学元素质量百分配比为：C:0.195wt％，Si:0.245wt％，Mn:0.455wt％，P:0.0112wt％，S:0.0044wt％，Al:0.0355wt％，Cr:0.130wt％，B:0.0007wt％，N:0.0051wt％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，经过加热温度为1250℃、终轧温度为930℃、卷取温度为560℃的热轧后制成热轧钢板，而后经过酸洗并进行冷轧得到冷轧钢板，冷轧步骤中控制冷轧压下率为50％，然后进行罩式退火，退火均热温度为680℃、退火均热时间为20小时，将退火后的钢卷进行平整，控制延伸率为0.5％，得到该冷轧钢板。
得到的冷轧钢板，其性能测试方法按照与实施例1相同的方法进行，具体性能参数参见表3中的实施例3，屈服强度为245MPa，抗拉强度为403MPa，延伸率A50mm为38.0％，球化率为98％。
对比例1
如表1和表2所示，化学元素质量百分配比为：C:0.131wt％，Si:0.06wt％，Mn:0.504wt％，P:0.0098wt％，S:0.0045wt％，Al:0.0456wt％，Cr:0.003wt％，B:0.0006wt％，N:0.0065wt％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，经过加热温度为1200℃、终轧温度为880℃、卷取温度为590℃的热轧后制成热轧钢板，而后经过酸洗并进行冷轧得到冷轧钢板，冷轧步骤中控制冷轧压下率为45％，然后进行罩式退火，退火均热温度为700℃、退火均热时间为35小时，将退火后的钢板进行平整，控制延伸率为0.8％，得到该冷轧钢板。
得到的冷轧钢板，其性能测试方法按照与实施例1相同的方法进行，具体性能参数参见表3中的对比例1，屈服强度为235MPa，抗拉强度为350MPa，延伸率A50mm为40.0％，球化率为92％。
对比例2
如表1和表2所示，化学元素质量百分配比为：C:0.231wt％，Si:0.206wt％，Mn:1.187wt％，P:0.0076wt％，S:0.0030wt％，Al:0.0365wt％，Cr:0.176wt％，B:0.0027wt％，N:0.0040wt％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，经过加热温度为1260℃、终轧温度为930℃、卷取温度为650℃的热轧后制成热轧钢板，而后经过酸洗并进行冷轧得到冷轧钢板，冷轧步骤中控制冷轧压下率为45％，然后进行罩式退火，退火均热温度为700℃、退火均热时间为50小时，将退火后的钢板进行平整，控制延伸率为0.8％，得到该冷轧钢板。
得到的冷轧钢板，其性能测试方法按照与实施例1相同的方法进行，具体性能参数参见表3中的对比例2，屈服强度为248MPa，抗拉强度为427MPa，延伸率A50mm为33.5％，球化率为85％。
对比例3
如表1和表2所示，化学元素质量百分配比为：C:0.130wt％，Si:0.05wt％，Mn:0.497wt％，P:0.0112wt％，S:0.0056wt％，Al:0.0501wt％，Cr:0.006wt％，B:0.0008wt％，N:0.0067wt％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，经过加热温度为1260℃、终轧温度为930℃、卷取温度为650℃的热轧后制成热轧钢板，而后经过酸洗并进行冷轧得到冷轧钢板，冷轧步骤中控制冷轧压下率为45％，然后进行罩式退火，退火均热温度为700℃、退火均热时间为15小时，将退火后的钢板进行平整，控制延伸率为0.8％，得到该冷轧钢板。
得到的冷轧钢板，其性能测试方法按照与实施例1相同的方法进行，具体性能参数参见表3中的对比例3，屈服强度为228MPa，抗拉强度为343MPa，延伸率A50mm为41.5％，球化率为88％。
表1本发明实施例的化学成分(wt％)
编号 C Si Mn P S Al Cr B N
实施例1 0.160 0.050 1.065 0.0104 0.0015 0.0425 0.863 0.0013 0.0043
实施例2 0.223 0.234 1.205 0.0087 0.0020 0.0378 0.189 0.0025 0.0038
实施例3 0.195 0.245 0.455 0.0112 0.0044 0.0355 0.130 0.0007 0.0051
对比例1 <u>0.131</u> 0.06 0.504 0.0098 0.0045 0.0456 <u>0.003</u> 0.0006 <u>0.0065</u>
对比例2 0.231 0.206 1.187 0.0076 0.0030 0.0365 0.176 0.0027 0.0040
对比例3 <u>0.130</u> 0.05 0.497 0.0112 0.0056 0.0501 <u>0.006</u> 0.0008 <u>0.0067</u>
表2本发明实施例的热处理工艺
Figure BDA0002613487670000111
表3本发明实施例的性能
编号 屈服强度(MPa) 抗拉强度(MPa) 延伸率A<sub>50mm</sub>(％) 球化率(％)
实施例1 258 427 36.4 99
实施例2 276 450 31.5 96
实施例3 245 403 38.0 98
对比例1 235 350 40.0 92
对比例2 248 427 33.5 85
对比例3 228 343 41.5 88
实施例1～3和对比例1～3制得的冷轧钢板比较时可明确知道，本发明的各化学成分配比与热处理工艺的协同作用可使制得的冷轧钢板的屈服强度为240～360MPa，抗拉强度为360～480MPa，断后伸长率A50mm≥25％，球化率＞95％，由此可看出本发明制备的冷轧钢板的珠光体球化率大大提高，冷轧钢板的强度较低，塑性较高，满足后续精密冲压要求。
对比例1改变化学元素成分的配比，具体表现为：C、Cr和N元素含量未落入本发明要求保护的元素范围内，得到的冷轧钢板的渗碳体球化率为92％，且屈服强度和抗拉强度都过低，无法满足最终产品性能要求。
对比例2化学元素配比均在本发明要求保护的元素范围内，且改变卷取温度和均热退火时间使二者未落入本发明要求保护的数值范围内，得到的冷轧钢板的渗碳体球化率为85％，这是由于卷取温度过高导致热轧钢板的显微组织为带状铁素体+块状珠光体，即使均热退火时间采用50小时，相比于本发明所要求保护的20-35小时大大延长，也难以提高冷轧钢板的渗碳体的球化率，因此不利于后续精密冲压。
对比例3同时改变化学元素成分的配比、卷取温度和均热退火时间，制得的冷轧钢板的渗碳体球化率为88％，且屈服强度和抗拉强度都过低，性能均匀性差，无法满足最终产品性能要求。
综上所述，本发明提供的一种冷轧钢板及其制造方法，通过控制冷轧钢板的化学成分及配比并对热轧工艺进行优化设计，使得制备得到的冷轧钢板的球状渗碳体球化率≥95％，且冷轧钢板具有良好的塑性以及较低的强度，具备良好的精冲性能，适用于汽车用冲裁件。
虽然通过参照本发明的某些优选实施方式，已经对本发明进行了图示和描述，但本领域的普通技术人员应该明白，以上内容是结合具体的实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。本领域技术人员可以在形式上和细节上对其作各种改变，包括做出若干简单推演或替换，而不偏离本发明的精神和范围。

Claims (18)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量百分比表示，其成分含有：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％和Fe。
2.如权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，其成分质量百分比为：C:0.14～0.25wt％，Si:0.01～0.5wt％，Mn:0.3～1.6wt％，P≤0.015wt％，0＜S≤0.01wt％，Al:0.01～0.07wt％，Cr:0.1～1.0wt％，B:0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板金相组织为铁素体和球状渗碳体，所述球状渗碳体球化率≥95％，所述铁素体晶粒度为7.0～10.0级。
4.如权利要求3所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的金相组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒。
5.如权利要求1、2或4任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的屈服强度为240～360MPa，抗拉强度为360～480MPa，断后伸长率A50mm≥25％。
6.一种汽车用冲裁件，对由如权利要求1-5任一项所述的冷轧钢板进行精密冲裁而获得。
7.如权利要求6所述的汽车用冲裁件，其特征在于，所述冷轧钢板表面无镀层。
8.一种冷轧钢板的制造方法，包括对具有如权利要求1或2所述冷轧钢板的成分的板坯进行热轧、酸洗和冷轧，其特征在于，所述热轧步骤包括板坯加热、终轧、卷取，其中，
板坯加热温度控制为1180～1280℃，终轧温度控制为870～940℃，卷取温度控制为500～600℃；
经过所述热轧步骤后得到的钢板的金相组织为贝氏体组织。
9.如权利要求8所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯加热温度控制为1200～1250℃，所述终轧温度控制为890～930℃，所述卷取温度控制为520～560℃。
10.如权利要求8或9所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述终轧步骤后还包括喷水冷却，使钢板温度降至卷取温度进行卷取。
11.如权利要求8所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧步骤中，控制冷轧压下率为20～60％。
12.如权利要求11所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，控制所述冷轧钢板的冷轧压下率为30～50％。
13.如权利要求8所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷轧步骤后还包括罩式退火步骤，其中，控制冷轧钢板的退火均热温度为660～710℃，退火均热时间为20～35小时。
14.如权利要求13所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述罩式退火步骤后还包括平整步骤，其中，控制平整延伸率≤2.0％。
15.如权利要求14所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，控制所述平整延伸率为0.4～1.8％。
16.如权利要求8所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯的厚度为80～300mm。
17.一种汽车用冲裁件，对由权利要求8-16任一项所述的冷轧钢板的制造方法制造的冷轧钢板进行精密冲裁而获得。
18.如权利要求17所述的汽车用冲裁件，其特征在于，所述冷轧钢板表面无镀层。
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