專利名稱：改善熱處理鋼的冷成型性的方法
技術領域：
本發明涉及改善熱處理鋼的冷成型性的方法，特別是涉及改善含有0.32-0.54%C、0.05-0.40%Mn、0.41-1.5%Si、0.02-0.15%Al、≤0.05%Cr、≤0.05%S、≤0.03%P、≤0.02%N、余為Fe和一些不可避免的雜質鋼(下面簡稱為第Ⅰ類鋼)、或者含有0.55-1.3%C、0.2-0.30%Mn、0.41-0.90%Si、0.02-0.15%Al、≤0.05%Cr、≤0.010%S、≤0.03%P、≤0.02%N、余為Fe和一些不可避免的雜質的鋼(下面簡稱為第Ⅱ類鋼)或者在上述鋼的成分中還含有≤1%Ni、≤0.5%Mo、≤0.10%V、≤0.04%Ti、≤0.15%Zr和≤0.01%β中至少一種成分的鋼(下面簡稱為第Ⅲ類鋼)的冷成型性的方法。
在本說明書中，除非有專門的說明，所有的化學成分都用重量百分比表示。
含有所述的0.3-0.54或0.55-1.3%C、0.5-0.9%Mn，≤0.4%Si和≤0.045%S和P的成分的熱處理鋼大量地以熱軋狀態或者熱軋后接著進行冷軋或冷拉，通過冷成型，例如彎曲、彎折、矯直、卷繞、沖壓、深拉或冷擠壓進一步加工處理成型鋼板、鋼帶、鋼絲或型材。通常，這些鋼制成的最終成品要用淬火和回火之類的熱處理來達到要求的強度和硬度值。
由于含碳量高，上述鋼經熱軋后的毛坯具有珠光體-鐵素體結構(對于＜0.8%C的鋼)或有珠光體顯微結構(對于＞0.8%C的鋼)，珠光體呈薄片狀。
這些熱軋產的具有高的抗拉強度和低的延伸率的特點。過去，曾試圖通過在約690-720℃的溫度范圍內進行軟化退火來改善對冷成型性不利的延性。術語“冷成型性”就是材料在不經預熱的情況下經受永久變形(如彎曲、深拉、張拉成形或冷擠壓)的能力。一般、低強度及高延伸率可改善冷成型性。
軟化退火數小時后，片狀珠光體滲碳體轉變成球狀，使抗拉強度降低而延伸率增加。
珠光體滲碳體的球化被看作改善隨后的冷成型操作性能的必要的預處理。為改善冷成型性，使球狀滲碳體要盡可能粗大也是很重要的，滲碳體顆粒越粗大、冷成型性就越好。
為改善冷成型性，也推薦緩慢加熱經熱軋或冷軋的毛坯，然后在730℃到760℃的溫度下在兩相區(奧氏體+珠光體)緩慢地冷卻(“Metal Progress”1953年64卷，7期，79-82頁)。在這樣一個軟化退火過程中，最終球化的滲碳體會產生沉淀硬化，對冷成型性是有害的。
德國專利3721641公開了由含有0.3-0.9%C的碳鋼或冷合金鋼生產熱軋帶鋼的方法，它是通過在帶鋼從熱軋帶機的輸出輥道到卷成帶卷過程中，改變奧氏體-珠光體轉變的速度，而得到具較低強度的粗大的片狀珠光體。盡管該方法使拉伸強度降到500-780N/mm2，但對于冷成型性只稍微改善。
本發明的目的是提高含碳量為0.3-0.54%和0.55-1.3%的熱處理鋼的冷成型性，使得可以由這些鋼的初軋毛坯來制造出難冷成型的零件。
本發明的目的可以通過下面的措施來達到。提供一種改善經熱軋或冷軋的熱處理鋼的冷成型性的方法，其特征在于對于成分(重量百分比)為0.32-0.54%C、0.05-0.40%Mn、0.41-1.5%Si、0.02-0.15%Al、≤0.55%Cr、≤0.05%S、≤0.03%P、≤0.02%N，余為Fe和不可避免的雜質的鋼，在最后冷成型和淬火硬化加上隨后的回火處理前，在620-680℃溫度下保持至少15小時基本上完成石墨化，而對于成分為0.55-1.3%C、0.20-0.30%Mn、0.41-0.90%Si、0.02-0.15%Al、≤0.05%Cr、≤0.010%S、≤0.03%P、≤0.02%N、余為Fe和不可避免的雜質的鋼，所述退火至少持續8小時。
德國專利3721641公開了具有用于本發明方法的鋼的成分的熱處理鋼。
適合于本發明方法的鋼還含有至少一種下列元素，≤1%Ni，≤0.5%Mo、≤0.10%V、≤0.04%Ti、≤0.15%Zr和≤0.01%β(均為重量百分數)在石墨化退火和冷成型后，鋼材在850℃或更高的溫度下至少保持10分鐘然后再淬火加回火處理來奧氏體化。
本發明的方法利用了具有上述成分的珠光體-鐵來體和珠光體鋼可使片狀珠光體滲碳體轉變成石墨這一事實。這種轉變的優點是石墨顆粒明顯地大于溶碳體顆粒的尺寸，因此不會發生沉淀硬化。從而使強度顯替降低并改善冷成型性，達到已知的含約0.06%C的冷軋低碳鋼的水平。
就石墨化來說，上述雙重作用是錳含量造成的。一方面，錳含量使AC1溫度降低，并使滲碳體穩定，因此錳含量必須限止在小于等于0.4%。更高的錳含量抑制石墨的生成。另一方面，從生成MnS的角度看，使鋼中錳含量至少為0.05%是相當重要的，因為硫化錳對石墨生成起成核的作用。為了在鋼中完全形成MnS，最低的錳硫含量比要大于10。
鋼中鋁含量在石墨的成核作用中起到重要的作用。不僅上述的MnS，而且Al2O3和AlN都可以成為石墨成核的核心。Al2O3顆粒早在鋼開始凝固時就生成，而基本上不為鋼的熱機械處理所影響。在從軋制溫度冷卻時或在620-680℃溫度下退火時，在石墨生成前就生成了AlN顆粒，因此它可起到石墨顆粒生成的核心而促使滲碳體-石墨轉變。為了完全固定氧及氮，最低的含鋁量為0.02%，而按照本發明含鋁量的上限為0.15%。在更高的含鋁情況下，總體來說生成數量較少的但明顯地更粗大的氧化鋁和氮化鋁。由于這些顆粒起到石墨沉淀的核心作用，碳擴散到核心的途徑變得更長，因而使石墨的生成延遲。因此鋁含量的上限為0.15%。
在石墨化過程中，起最重要作用的是硅、以及錳和鋁。硅對石墨化起到強烈的作用是由于提高Ac1溫度以及降低了滲碳體的穩定性。Ac1溫度的提高加速了碳往石墨核心的擴散，而降低滲碳體的穩定性保證石墨化轉變迅速發生。硅的含量低限為0.15%，由于硅原子的溶解會產生固溶硬化，因此，硅含量不能太高。經驗表明，每增加1%硅含量，服點提高約60N/mm2。因此硅的上限含量定為1.5%。
對于按照本發明的退火條件，石墨化速率也取決于鋼中的碳含量。碳含量在0.32-0.54%時，比更高含碳量情況下的石墨化轉變慢。這是因為含碳量低的情況下，鋼中只有較少的滲碳體顆粒，因此碳原子擴散到石墨核心的途徑太長。因此按照本發明，對于含碳量為0.32-0.54%的鋼在620-680℃石墨化退火至少保持15小時，而對于含碳量為0.55-1.3%的鋼在620-680℃石墨化退火至少保持8小時。
按照本發明，含0.55-1.3%(重量)的碳的鋼的硅含量有上限限制，因為，這可把固溶硬化限止在一個范圍內，固溶強化意味著強度的提高。另外，錳含量的上限使得石墨能更快地形成。最后，對于高于0.55%的含碳量的鋼，在鋼的其它成分一樣時，比含碳量低于0.55%的鋼生成石墨更快。
對于具有本發明的前述第Ⅲ類鋼的成分，在淬火加回火處理時，可得到對于對冷成型性特別有利的性能。
作為強的碳化物生成元素，鉻富集并穩定在滲碳體中，因此較大地降低了石墨化的驅動力，故鋼中鉻含量要保持盡可能低，也就是低于0.05%，鉻被認為是一種雜質。
鎳與錳類似，使Ac1溫度降低，但它使碳的活度降低的作用明顯地低于錳所起的作用。盡管如此，鎳還是促進石墨化的。鎳的主要作用是增加石墨生成中的生核速度。
除鎳以外，鉬是間接地促進石墨化元素，它的作用在于抑止了珠光體轉變。在含鉬鋼軋制后冷卻期間，增加了貝氏體或馬氏體的生成。貝氏體-馬氏體結構的石墨化比珠光體結構的石墨化發生得更快。
除合金元素鎳和鉬外，硼和釩使鋼的淬透性增加，而鈦和鋯用來固定氮或影響硫化物的形狀。
如已經說明的，除了所述的鋼的成分外，對于鋼的石墨化還必須有一定的溫度-時間周期。令人驚訝的是石墨化轉變的最高速度是在620-680℃溫度范圍內。就熱軋/冷軋產品而論，對于含碳量為0.32-0.54%之間的鋼，在620-680℃溫度范圍內最短的石墨化時間為15小時，而對于含碳量為0.55-1.3%之間的鋼，則為8小時。對含碳量為0.45的鋼的石墨面積百分率的控制值為1.0-1.5%，而含碳量為0.75%C的鋼則為2.0-2.5%。這些值用原子圖象分析儀進行定量測定。
與具有類似的冷成型性的熱軋和冷軋低碳鋼相反，有上述成分的經石墨化的高碳鋼可以熱處理，也就是它們在冷成型后可以進行淬火加回火處理。已經發現稍微提高奧氏體化的溫度到850℃或更高，并在該溫度下保持至少10分鐘，石墨溶解而使鋼具有好的淬硬性。
因此，所述的鋼在冷軋后采用等于或高于850℃的奧氏體化溫度，保持10分鐘的熱處理。如果可石墨化的鋼在淬火后接著在高溫回火，那么又會再生成石墨。在這方面，含有低到約0.45%的硅含量的鋼比含有約0.7%硅的鋼更為敏感。低硅含量的鋼最高只能在550℃的溫度下回火，才不致于發生再生成石墨的危險而導致強度及韌性降低。但對于硅含量約為0.7%的鋼、回火溫度上限可提高到600℃。
下面參照實例來更詳細地說明本發明。表1列出了鋼的成分。在試驗室規模下制造代號為A-Q的鋼的熱軋和冷軋產品例如鋼帶、鋼絲和型材，并按表2進行退火。對一些試驗鋼在不同奧氏體化條件下檢查了淬透性(表3)。
其中，代號為C，D，F，G，H，J，M，O和Q的鋼是在本發明的范圍內。鋼A和B的鉻和錳含量過高，而且鋁含量較低，其成分在本發明范圍內。類似地，本發明也不包括鋼E、L、N、P(過高錳含量，部分鋁含量較低)或鋼I和K(過高硅含量)。
表2的數值表明本發明范圍的鋼與以前方法生產的鋼(具有球形滲碳體而沒有石墨)相比，具有更低的屈服點和拉伸強度，和更高的延伸率。
表2的最后一行表示了石墨面積百分比的控制值。雖然鋼I和K在退火后石墨面積百分率較高，但該兩種鋼并不在本發明范圍內。它們石墨化面積百分率較高是由于這兩種鋼硅含量高(分別為1.72和1.65%)由于硅造成固溶硬化降低了強度及延伸率，因此這些鋼與普通具有球狀滲碳體的鋼相比，優點不大。
本發明也不包括鋼D(冷軋帶鋼)或鋼Q(絲棒)。對這些產品，選擇在620-680℃溫度范圍分別進行5和4小時退火，時間太短。由于是石墨化敏感鋼的成分，發生了部分石墨化，然而退火時間太短，不能保證鋼的充分石墨化。這樣，它們對冷成型性只有限的改善。
對檢查過淬硬性的鋼J和M進行了800℃-900℃溫度下保持3-20分鐘的奧氏體化處理。表3對淬硬性比較表明，最高的淬火硬度為795(HV30)，這表明淬硬性很好，這是在最低奧氏體溫度為850°和至少保持10分鐘下處理得到的。這些試樣在更低溫度下保持更短的時間進行奧氏體化時，由于石墨顆粒不完全溶解而使淬火硬度低，因而淬硬性不好。
表2表1中的鋼在石墨化退火后的機械性能
表2(續)
注＊本發明＊＊WB＝熱軋帶鋼 WD＝絲棒，冷軋絲KB＝冷軋帶鋼 F＝型鋼
權利要求
1.一種改善經熱軋或冷軋的熱處理鋼的冷成型性的方法，其特征在于對于成分(重量百分比)為0.32-0.54%C、0.05-0.40%Mn、0.41-1.5%Si、0.02-0.15%Al、≤0.05%Cr、≤0.05%S、≤0.03%P≤0.02%N、余為Fe和不可避免的雜質的鋼，在最后冷成型和淬火硬化加隨后的回火處理前，在620-680℃溫度下保持至少15小時基本上完成石墨化，而對于成分為0.55-1.3%C、0.20-0.30%Mn、0.41-0.90%Si、0.02-0.15%Al、≤0.05%Cr、≤0.010%S、≤0.03%P、≤0.02%N、余為Fe和不可避免的雜質的鋼，所述退火至少持續8小時。
2.按照權利要求1的方法，其特征在于所述的鋼還含有至少一種下列元素(重量百分比)，≤1%Ni、≤0.5%Mo、≤0.10%V、≤0.04%Ti、≤0.15%Zr、和≤0.01%β。
全文摘要
一種改善經熱軋或冷軋的熱處理鋼的冷成型性的方法，對于成分為0.32-0.54％C、0.05-0.40％Mn、0.41-1.5％Si、0.02-0.15％Al、≤0.05％Cr、≤0.05％S、≤0.03％P、≤0.02％N、余為Fe和不可避免的雜質的鋼，在最后冷成型和淬火硬化加上隨后的回火處理前，在620-680℃下保持至少15小時基本完成石墨化，而對于成分為0.55-1.3％C、0.20-0.30％Mn、0.41-0.90％Si、0.02-0.15％Al、≤0.05％Cr、≤0.010％S、≤0.03％P、≤0.02％N、余為Fe和不可避免的雜質的鋼、所述退火至少持續8小時。
文檔編號C21D1/32GK1050903SQ9010828
公開日1991年4月24日 申請日期1990年10月11日 優先權日1989年10月12日
發明者魯茨·霍蘭伯格, 塞斯米爾·蘭格, 沃爾夫岡·穆徹恩伯恩 申請人:塞森鋼股份公司