精沖性優(yōu)良的中高碳熱軋帶鋼及生產方法
【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及汽車零部件用鋼技術領域，具體涉及一種精沖性優(yōu)良的中高碳熱乳帶 鋼及生產方法。
【背景技術】
[0002] 現代汽車零部件例如齒輪、變速箱、換擋叉撥、板簧等具有復雜形狀的構造由以前 的鑄造、切削、熱處理、精加工的方式逐步轉變?yōu)椴捎镁哂袃?yōu)良沖裁性能的材料一次沖裁成 型。具有優(yōu)良沖裁性能的鋼板特征具有：（1)抑制模具刀刃處的材料裂紋產生，獲得加工面 為85%以上的剪切面；（2)尺寸精度好；(3)硬度均勻并且適當，即不能太高降低模具壽命， 又不能太低而出現"沾刀子"的情況。通常要求其組織為球化退火狀態(tài)，并且要求有70%以 上球化率，心部偏析1級以下。獲得優(yōu)良的沖裁性中高碳鋼一般要求進行球化退火。
[0003] 針對以上的要求，專利CN 101379207A公布了一種沖裁加工性優(yōu)良的鋼板及其制 造方法，其專利成分組成為C :0. 1~0. 5%、Si :0. 5%以下、Mn :0. 2%~1. 5%、將P、S調節(jié) 至適當范圍以內；以及平均粒徑超過10 μ m且小于20 μ m的鐵素體和鐵素體晶粒內碳化物 的平均粒徑為0. 3~1. 5 μ m的組織。
[0004] 但是，專利CN 101379207A所述的高碳鋼板熱乳后需要進行長達30~60h的退 火，大大提高了生產成本降低了效率，同時由于長時間退火導致鋼板表面脫碳層嚴重，對于 碳含量0.4%~0.5%的鋼材不可避免的導致沿厚度方向硬度不均勻，從而出現沖裁性下 降的結果。
[0005] 專利CN 103003463A公布了一種精密沖裁性優(yōu)良的高碳熱乳鋼板及其制造方法， 其專利成分（重量％ )為C :0· 10~0.40%、Si ;1.0%以下、Mn :2.0%以下、且余量由Fe及 不可避免的雜質構成的組成，而且具有先共析鐵素體相在組織整體中所占面積率為10%以 下、且碳化物的球化率為50%以上的顯微組織。其記載的是卷取狀態(tài)的熱乳鋼板，要求鋼帶 以50°C/s以上的平均冷速從奧氏體單相的650°C以上的冷卻溫度冷卻至（nose)溫度范圍 450~600°C的冷卻停止溫度。并在3s內進行卷取，卷取后熱乳卷迅速扣上保溫罩，利用相 變熱促進碳化物球化。
[0006] 但是，專利CN 103003463A所描述的方法采用保溫罩緩冷，鋼卷內外溫差較大，冷 速差別也大，因此會導致達到權利所要求的性能的鋼帶的成材率不高，同時該方法所得到 的球化率僅50 %以上，對于沖裁用鋼板，球化率太低。

【發(fā)明內容】

[0007] 本發(fā)明的目的，在于克服上述不足，提供一種精沖性優(yōu)良的中高碳熱乳帶鋼及生 產方法，通過成分設計，配合乳制工藝參數的控制，利用Si元素提高奧氏體中碳原子活度 的原理，采用快速球化退火工藝，退火溫度下保溫時間縮短至Ih~2h，降低成本，節(jié)省能 源，最終得到沖裁性能優(yōu)良的熱乳鋼帶，適用于生產具有復雜形狀及需要淬硬的汽車零部 件原料。
[0008] 為實現上述目的，本發(fā)明提供一種精沖性優(yōu)良的中高碳熱乳帶鋼，其特殊之處在 于：所述帶鋼中化學成分及重量百分含量為：C :0. 50~0. 65%，Si :0. 60~1. 50%，Mn : 0· 50 ~L 70 %，Ca :0· 0030 ~0· 0070 %，B :0· 0008 ~0· 005 %，Als :0· 015 ~0· 030 %， P彡0. 015%，S彡0. 008%，其余為Fe和不可避免雜質。
[0009] 優(yōu)選地，所述帶鋼中化學成分及重量百分含量為：C :0. 50~0. 60%，Si :0. 70~ L 50%，Mn :0· 70 ~L 20%，Ca :0· 0030 ~0· 0070%，B :0· 0008 ~0· 005%，Als :0· 015 ~ 0. 025%，P彡0. 015%，S彡0. 008%，其余為Fe和不可避免雜質。
[0010] 優(yōu)選地，所述帶鋼中化學成分及重量百分含量為：C :0.55~0.60 %，Si :1. 0~ L 20%，Mn :1· 20 ~L 60%，Ca :0· 0030 ~0· 0070%，B :0· 0008 ~0· 005%，Als :0· 015 ~ 0.020%，P彡0.015%，S彡0.008%，其余為Fe和不可避免雜質。
[0011] 本發(fā)明還提供上述精沖性優(yōu)良的中高碳熱乳帶鋼的生產方法，其特殊之處在于： 包括如下步驟：
[0012] 1)冶煉并連鑄成坯；
[0013] 2)對鑄坯進行緩冷，緩冷時間不低于72個小時；
[0014] 3)對鑄坯加熱，加熱溫度控制在1200~1280°C，在爐時間在300~400min ;
[0015] 4)進行高壓水除鱗；
[0016] 5)進行熱乳：控制粗乳結束溫度在980~1100°C，壓下率不低于80% ;控制精乳 終乳溫度在Ae3+30°C~Ae3+80°C范圍內，壓下率不低于65% ;
[0017] 6)采用前端冷卻，冷卻速度控制為30~80 °C /s，控制終止冷卻的溫度為600 °C~ 700 0C ；
[0018] 7)進行卷取，卷取溫度為570~650°C，此時金相組織為：珠光體不低于90%，余 量為鐵素體；
[0019] 8)熱乳態(tài)鋼卷空冷至室溫后，經全氫式罩式退火爐進行球化退火，具體步驟為： 先加熱鋼卷至其心部溫度在A el-25°C~Ael-5°C范圍內，然后保溫60min，隨爐緩冷至550°C 以下，出爐空冷至室溫；
[0020] 在上述步驟中，43、^的單位為°C，分別由以下兩個公式計算得到：
[0021] Ac；v-910-203Vc +44.7Si ；
[0022] Ac1= 723+25Si-7Mn ；
[0023] 上述兩個公式中，C、Mn、Si表示這些元素各自所占的wt% (重量百分含量）中wt 的取值。
[0024] 以下敘述本發(fā)明中選定合金元素、成分范圍及關鍵工藝參數的理由。
[0025] C :含量控制在0.50%~0.65%范圍內。碳顯著影響熱乳退火后及淬火后的硬度 強度的元素，在本發(fā)明中需要碳含量控制在0. 25 %~0. 55%。碳< 0. 25 %時不能得到汽車 及工程機械零件所需的硬度，熱乳態(tài)組織容易獲得較多的先共析鐵素體；碳> 0.65%時， 即使球化率達到80%以上，鋼板退火后仍然硬質化，不能確保精沖時損傷模具或產生裂紋。 因此，碳限定在0. 50%~0. 65%。
[0026] Si :含量控制在0.60%~1.50%范圍內。硅在本發(fā)明中起到的主要作用是顯著的 提高奧氏體中碳原子活度的作用，當硅> 〇. 6%時，能較明顯提高球化退火溫度時碳原子的 活度從而大大減少球化退火時間，然而硅元素能起到顯著的硬化鐵素體作用從而惡化沖裁 性能，因此控制硅< 1.5%。因此，限定硅含量為0.60%~1.50%。
[0027] Mn :含量控制在0. 50%~1. 70%，是提高鋼板淬透性和耐磨性的重要元素，擴大 奧氏體相區(qū)，可適當降低球化退火溫度。錳含量較高會造成較嚴重的中心偏析和降低韌性， 錳選擇為〇· 50 %~L 70%。
[0028] Ca :含量控制在0. 0030 %~0. 0070%，微量的鈣使硫化物夾雜球化，提高鋼帶韌 性。同時微量的鈣促進碳的晶界偏聚，使先共析鐵素體在奧氏體晶界較難形核，從而起到抑 制先共析鐵素體的作用。鈣含量選在為〇. 0030%~0. 0070%
[0029] B :含量控制在0.0008 %~0.005%的范圍，是偏析于奧氏體境界上，微量即可 顯著改善淬火性元素。為了改善淬火性，需要〇. 0008%以上的含量，另一方面含量超過 0. 005%，效果已飽和，無法繼續(xù)改善淬火性，相反生成硼相從而惡化鋼板延伸等性能。因此 硼優(yōu)選限定為〇. 0008 %~0. 005 %的范圍。
[0030] Als :含量控制在0. 010~0. 030%，是有效的脫氧元素，而且還發(fā)揮著通過使鋼 板的顯微組織細化而帶來的母材韌性提高效果。鋁含量要在0.030%以上，但鋁含量過 高易于氧形成顆粒較大的尖角不規(guī)則形狀的Al 2O3，使母材韌性惡化。因此鋁含量限定在 0. 015%~0. 030%。
[0031] 在上述技術方案中，AcJP Ac i的計算公式首先如下：
[0033] Ac1= 723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni+50V+40Mo ；
[0034] 由于本發(fā)明帶鋼中的化學成分中Cr、Ni、Mo、V元素沒有出現，所以簡化為：
[0036] Ac1= 723+25Si-7Mn ；
[0037] 上述兩個公式中，C、Mn、Si表示這些元素各自所占的wt% (重量百分含量）中wt 的取值。
[0038] 本發(fā)明的精乳終乳結束溫度控制在Ae3+30°C~Ae3+80°C。原因是：若終乳結束溫 度高于Α ?+80Γ時，產生的銹層變厚，晶粒粗大，晶界總表面積降低，球化退火后形成的球狀 碳化物彌散度下降，另一方面原奧氏體晶粒粗大，會導致最終淬火后形成的馬氏體條片粗 大，降低零件使用性能；若終乳結束溫度低于4 3+30°C時，鋼板在終乳至層流冷卻過程中溫 降至以下，會導致先共析鐵素體量增多，同時終乳結束溫度過低，導致乳制載荷增大，板 形難以控制。
[0039] 本發(fā)明的終乳結束后冷卻速度控制為30~80°C /s。原因是：若終乳后冷卻速率 < 30°C /s時，難以保證抑制先共析鐵素體的生成；而若終乳后冷卻速率> 80°C /s時，極容 易生成貝氏體組織或馬氏體組織，使熱乳態(tài)組織硬化，卷取時負荷增大，鋼帶卷取后邊部產 生裂紋。
[0040] 本發(fā)明控制終止冷卻的溫度為600°C~700°C。原因是：對于含碳量為0. 50%~ 0. 65%的鋼，在該溫度區(qū)間為偽共析珠光體轉變區(qū)，若終冷溫度> 700°C，后續(xù)冷卻過程中 容易形成鐵素體帶狀組織，由于組織遺傳作用球化率不高；若終冷溫度