專利名稱：高碳熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及延展性能和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
在工具或汽車部件(齒輪、變速器)等中使用的高碳鋼板在沖裁、成形后，進行淬火回火等熱處理。作為進行這些部件加工的用戶要求，有為了形成復(fù)雜形狀，要求提高作為延展性能指標(biāo)的延伸性能，同時在沖裁后的成形中要提高擴孔加工(內(nèi)緣翻邊)性能。此擴孔加工(內(nèi)緣翻邊)性能，作為沖壓成形，用拉伸凸緣性能進行評價。因此優(yōu)選有延展性能和拉伸凸緣性能同時優(yōu)良的材料。
對于提高這樣的高碳鋼板的拉伸凸緣性能，有幾個技術(shù)正在進行研究。例如在特開平11-269552號公報和特開平11-269553號公報中提出了在經(jīng)過冷軋的工藝中制造拉伸凸緣性能優(yōu)良的中·高碳鋼板的方法。此技術(shù)是由含C0.1～0.8質(zhì)量％的鋼構(gòu)成、金屬組織實際為鐵素體+珠光體組織，根據(jù)需要先共析鐵素體面積率在由C(％質(zhì)量)含量確定的值以上，對珠光體片層間距在0.1μm以上的熱軋鋼板進行15％以上的冷軋，然后實施在3段或2段的溫度范圍內(nèi)長時間保溫的3段或2段退火的技術(shù)。
此外在特開2003-13145號公報中提出了由含C0.2～0.7質(zhì)量％的鋼構(gòu)成，碳化物平均粒徑在0.1μm以上1.2μm以下，不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率在10％以下的拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳鋼板的制造方法。此技術(shù)是在(Ar3相變點-20℃)以上的終軋溫度下熱軋、以超過120℃/秒的冷卻速度冷卻到650℃以下的終冷溫度、在600℃以下的卷取溫度下卷取、酸洗后在640℃以上、Ac1相變點以下的退火溫度下進行退火的技術(shù)。
可是在特開平11-269552號公報和特開平11-269553號公報的技術(shù)中，鐵素體組織由先共析鐵素體構(gòu)成，由于不含碳化物，柔軟而且延展性優(yōu)良，但拉伸凸緣性能未必良好。這是由于在沖裁加工時，在沖裁端面附近部分，鐵素體產(chǎn)生大的變形，在先共析鐵素體和含有球狀碳化物的鐵素體中變形量產(chǎn)生大的差異。其結(jié)果在這些變形量差異大的晶粒的晶界附近產(chǎn)生應(yīng)力集中，在球化組織和鐵素體的界面產(chǎn)生孔隙。由于孔隙成長為裂紋，結(jié)果使拉伸凸緣性能惡化。
作為對策可以考慮通過強化球化退火使整體軟化。可是這種情況下球化后的碳化物變得粗大，加工時成為孔隙源，同時在加工后的熱處理階段碳化物難以溶解，導(dǎo)致淬火強度降低。
此外最近從提高生產(chǎn)率的觀點對加工水平的要求也比現(xiàn)在嚴(yán)格。因此對于高碳鋼板的擴孔加工也由于加工程度的增加等原因，沖裁端面也變得容易產(chǎn)生裂紋。因此對高碳鋼板也要求高的拉伸凸緣性能。
鑒于這些情況，本發(fā)明人以提供不使用需要長時間的多段退火而可以制造的，難以產(chǎn)生沖裁端面裂紋的，具有優(yōu)良拉伸凸緣性能的高碳鋼板為目的，開發(fā)了在特開2003-13145號公報中所述的技術(shù)。利用此技術(shù)可以制造具有優(yōu)良拉伸凸緣性能的高碳熱軋鋼板。
另一方面最近對用于驅(qū)動系統(tǒng)部件等，從耐久性和減輕重量的觀點出發(fā)，發(fā)展到以整體成形部件等即使在不進行熱處理的部分也具有高的強度，作為原材料的鋼板的抗拉強度(TS)要求440MPa以上的強度。而為了滿足這樣要求的同時降低部件的制造成本，要求以熱軋鋼板提供。
此外，在整體成形中，有十幾個工序的沖壓工序，不僅把內(nèi)緣翻邊加工，而且把脹形、彎曲等成形模式復(fù)雜組合后成形，所以同時要求拉伸凸緣性能和延伸率的兩個特性。
可是在上述特開2003-13145號公報所述技術(shù)中，要達到TS≥440MPa(換算成HRB硬度為73以上)的話，未必能得到足夠的拉伸凸緣性能。也就是用上述技術(shù)不能穩(wěn)定地同時確保此TS和拉伸凸緣性能。此外也沒有述及延伸率。
除上述以外，在特開2003-13145號公報中，冷卻后產(chǎn)生相變熱，溫度上升，先共析鐵素體析出和珠光體相變進行，產(chǎn)生碳化物粗大化和不均勻分散，容易導(dǎo)致特性惡化。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明以提供不使用需要長時間多段退火可以制造的、難以產(chǎn)生沖裁端面裂紋的、抗拉強度在440MPa以上，同時延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板為目的。
本發(fā)明人對在確保強度的同時，對涉及高碳鋼板的延展性和拉伸凸緣性能的成分和顯微組織的影響進行了研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)不僅成分、碳化物形狀和碳化物量對鋼板的延展性和拉伸凸緣性能有大的影響，碳化物的分散狀態(tài)也對鋼板的延展性和拉伸凸緣性能有大的影響。也就是判斷清楚了通過分別控制作為碳化物形狀的碳化物平均粒徑、粒徑在2.0μm以上的碳化物的體積率、作為碳化物的分散狀態(tài)的不含碳化物的鐵素體晶粒體積率和鐵素體平均粒徑，來提高高碳熱軋鋼板的延展性和拉伸凸緣性能。
本發(fā)明提供一種以質(zhì)量％計含有C0.1～0.7％、Si2.0％以下、Mn0.20～2.0％、P0.03％以下、S0.03％以下、Sol.Al0.1％以下、N0.01％以下、余量鐵和不可避免的雜質(zhì)，具有平均粒徑為6μm以下的鐵素體和平均粒徑為0.10μm以上、小于1.2μm的碳化物的高碳熱軋鋼板。上述碳化物的粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率在10％以下。上述鐵素體的不含碳化物的鐵素體晶粒體積率在5％以下。此高碳熱軋鋼板的延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良。
上述高碳熱軋鋼板還可以以質(zhì)量％計含有從Cr0.05～1.5％和Mo0.01～0.5％中選擇的至少一種。
上述高碳熱軋鋼板還可以以質(zhì)量％計含有從B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中選擇的至少一種。
上述高碳熱軋鋼板還可以以質(zhì)量％計含有從Cr0.05～1.5％和Mo0.01～0.5％中選擇的至少一種。
上述高碳熱軋鋼板還可以以質(zhì)量％計含有從B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中選擇的至少一種。
此外上述的高碳熱軋鋼板還可以以質(zhì)量％計含有從Ti0.5％以下、Nb0.5％以下、V0.5％以下和Zr0.5％以下中選擇的至少一種。
上述Si含量以質(zhì)量％計優(yōu)選為0.005～2.0％。從確保退火后強度的觀點來看，更優(yōu)選在0.02％以上，從表面性狀的觀點更優(yōu)選在0.5％以下。
上述Mn含量以質(zhì)量％計優(yōu)選為0.2～1.0％。
上述Cr含量從確保淬火后足夠的強度的觀點確定優(yōu)選的范圍。在淬火處理時可以確保足夠的冷卻速度的條件下，Cr含量以質(zhì)量％計優(yōu)選為0.05～0.3％。在即使淬火處理時的冷卻速度變化也對淬火后強度嚴(yán)格要求的情況下，Cr含量以質(zhì)量％計優(yōu)選為0.8～1.5％。
上述Mo含量以質(zhì)量％計優(yōu)選為0.05～0.5％。
本發(fā)明還提供具有熱軋工序、1次冷卻工序、保溫工序、卷取工序、酸洗工序和退火工序的高碳熱軋鋼板的制造方法。
熱軋工序由對以質(zhì)量％計含有C0.1～0.7％、Si2.0％以下、Mn0.20～2.0％、P0.03％以下、S0.03％以下、Sol.Al0.1％以下、N0.01％以下、余量鐵和不可避免的雜質(zhì)的鋼在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋的工序構(gòu)成。
上述鋼還可以以質(zhì)量％計含有從Cr0.05～1.5％和Mo0.01～0.5％中選擇的至少一種。
上述鋼還可以以質(zhì)量％計含有從B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中選擇的至少一種。
上述鋼還可以以質(zhì)量％計含有從Cr0.05～1.5％和Mo0.01～0.5％中選擇的至少一種，而且可以以質(zhì)量％計含有從B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中選擇的至少一種。
此外上述鋼還可以以質(zhì)量％計含有從Ti0.5％以下、Nb0.5％以下、V0.5％以下和Zr0.5％以下中選擇的至少一種。
1次冷卻工序由將熱軋后的鋼板以120℃/秒以上的冷卻速度1次冷卻到450℃以上600℃以下的終冷溫度的工序構(gòu)成。從設(shè)備上的能力考慮優(yōu)選冷卻速度的上限為700℃/秒。
保溫工序由通過2次冷卻將冷卻的熱軋鋼板直至卷取保持在450℃以上650℃以下溫度的工序構(gòu)成。
卷取工序由對冷卻后的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度下進行卷取的工序構(gòu)成。優(yōu)選卷取溫度為200～600℃。
酸洗工序由對卷取后的熱軋鋼板進行酸洗的工序構(gòu)成。
退火工序由把酸洗后的熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構(gòu)成。
此外在本說明書中，表示鋼成分的％全部為質(zhì)量％。
采用本發(fā)明的話，可以抑制沖裁時在端面產(chǎn)生孔隙，可以延遲擴孔加工中裂紋的生長。其結(jié)果可以提供一種具有440MPa以上的抗拉強度、延展性和拉伸凸緣性能非常優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。而把本發(fā)明的延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板用于以齒輪為代表的變速器部件等的高耐久性部件上，在加工工序中可以獲得高的加工程度，其結(jié)果可以以在獲得高質(zhì)量的同時，省略制造工序，以低的成本制造部件等。此外即使在驅(qū)動系統(tǒng)部件中，從耐久性和減輕重量的觀點出發(fā)，邊要求以整體成形部件不進行熱處理的部分高強度化，原材料水平為440MPa級的鋼板，從這一點看本發(fā)明的高碳熱軋鋼板也是有用的。
具體實施例方式
本發(fā)明的高碳熱軋鋼板特征在于，以質(zhì)量％計含有C0.1～0.7％、Si2.0％以下、Mn0.2～2.0％、P0.03％以下、S0.03％以下、Sol.Al0.1％以下、N0.01％以下、余量鐵和不可避免的雜質(zhì)，鐵素體平均粒徑為6μm以下，碳化物平均粒徑為0.10μm以上、小于1.2μm，2.0μm以上的碳化物體積率在10％以下，不含碳化物的鐵素體晶粒體積率在5％以下。這些在本發(fā)明中是最重要的必要條件。這樣規(guī)定化學(xué)成分和金屬組織(鐵素體平均粒徑)、碳化物的形狀(碳化物平均粒徑、2.0μm以上的碳化物體積率)和碳化物的分散狀態(tài)(不含碳化物的鐵素體晶粒體積率)，通過滿足所有的條件，可以得到延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。
此外本發(fā)明的高碳熱軋鋼板還可以以質(zhì)量％計含有Cr0.05～1.5％和Mo0.01～0.5％中的1種或2種，還可以以質(zhì)量％計含有B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中的1種或2種以上，還可以以質(zhì)量％計含有Ti0.5％以下、Nb0.5％以下、V0.5％以下和Zr0.5％以下中的1種或2種以上。
此外通過在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋，然后以120℃/秒以上的冷卻速度1次冷卻到450℃以上600℃以下的終冷溫度，然后通過2次冷卻將直到卷取的溫度保持在450℃以上650℃以下后，在600℃以下的卷取溫度下卷取，酸洗后，以680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火，可以制造上述高碳熱軋鋼板。這樣通過總體控制熱軋后到1次冷卻、2次冷卻、卷取和退火的條件，可以達到本發(fā)明的目的。
下面對本發(fā)明進行詳細說明。
首先，本發(fā)明的鋼的化學(xué)成分的限定原因如下。
C0.1～0.7％C是形成碳化物，付與淬火后硬度的重要元素。在C含量小于0.1％的情況下，熱軋后的組織中顯著生成先共析鐵素體，碳化物分布不均。而且淬火后也不能得到作為機械結(jié)構(gòu)用部件的足夠的強度。另一方面，如果超過0.7％，即使退火后也不能得到足夠的加工性能，拉伸凸緣性能和延展性低。此外由于熱軋后的鋼板硬度高而脆，處理上不方便，淬火后的強度也達到飽和。因此C含量定為0.1％以上0.7％以下。從確保淬火后足夠的強度的觀點看，優(yōu)選在0.2％以上，此外，從卷取工序后對鋼板的處理等觀點看，優(yōu)選在0.6％以下。這是本發(fā)明中的重要的必要條件。
Si2.0％以下Si是使淬透性提高的同時，通過固溶強化使原材料強度提高的元素，所以優(yōu)選含0.005％以上。可是含量超過2.0％的話，容易生成先共析鐵素體，實際上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，使拉伸凸緣性能惡化。此外有使碳化物石墨化，對淬透性不利的傾向。因此Si含量定為2.0％以下。從確保退火后強度的觀點看優(yōu)選在0.02％以上，此外從表面性狀的觀點看優(yōu)選在0.5％以下。
Mn0.2～2.0％Mn和Si一樣是使淬透性提高的同時通過固溶強化使原材料強度提高的元素。此外使S以MnS固定，是防止板坯熱裂的重要元素?？墒窃贛n含量小于0.2％的情況下，這些效果變小，同時有助于生成先共析鐵素體，使鐵素體晶粒粗大。此外使淬透性大幅度降低。一方面在超過2.0％的情況下，可以得到抗拉強度，但是明顯生成作為偏析帶的錳帶，拉伸凸緣性能和延伸性惡化。因此Mn含量定為0.20％以上2.0以下。從因生成錳帶造成拉伸凸緣性能和延伸性惡化的觀點看，優(yōu)選在1.0％以下。
P0.03％以下P由于在晶界偏析，使韌性降低，所以是必須降低的元素?？墒怯捎诳梢栽试SP含量到0.03％，所以P含量定為0.03％以下。
S0.03％以下S由于與Mn形成MnS，使拉伸凸緣性能惡化，所以是必須降低的元素。由于可以允許S含量到0.03％，所以S含量定為0.03％以下。
sol.Al0.1％以下
Al由于使用作為脫氧劑而使鋼的純度提高，因而在煉鋼階段添加，在鋼中一般以sol.Al形式大約含0.005％以上。另一方面，即使添加Al到sol.Al含量超過0.1％的程度，使純凈度提高的效果達到飽和，使成本增加。此外過剩添加的話，AlN大量析出，使淬透性降低。因此鋼中的sol.Al含量定為0.1％以下。優(yōu)選在0.08％以下。
N0.01％以下N由于過量添加會帶來延展性的降低，所以在添加時定為0.01％以下。
本發(fā)明的鋼板以上述必須添加的元素可以得到目標(biāo)特性，但也可以根據(jù)所優(yōu)選的特性而含有Cr、Mo中的1種或2種。
Cr0.05～1.5％Cr是抑制熱軋后的冷卻中先共析鐵素體的生成，使拉伸凸緣性能提高，同時提高淬透性的重要元素?？墒窃贑r含量小于0.05％的情況下，不能得到足夠的效果。另一方面即使含量超過1.5％，淬透性提高，但抑制先共析鐵素體生成的效果達到飽和，同時增加了成本。因此在含Cr的情況下，Cr含量定為0.05％以上1.5％以下。從確保淬火后足夠的強度的觀點看，在淬火處理時確保足夠的冷卻速度的條件下，優(yōu)選在0.05％以上0.3％以下，在淬火處理時的冷卻速度即使變化，也對淬火后的強度嚴(yán)格要求的情況下，優(yōu)選在0.8％以上1.5％以下。
Mo0.01％～0.5％Mo是抑制熱軋后的冷卻中先共析鐵素體的生成，使拉伸凸緣性能提高，同時提高淬透性的重要元素?？墒窃贛o含量小于0.01％的情況下不能得到足夠的效果。另一方面，即使含量超過0.5％，淬透性提高，但抑制先共析鐵素體生成的效果達到飽和，同時增加了成本。因此在含Mo的情況下，Mo含量定為0.01％以上0.5％以下。從確保淬火后強度的觀點看優(yōu)選在0.05％以上。
此外本發(fā)明的鋼，除了上述添加元素外，為了抑制熱軋冷卻時的先共析鐵素體的生成，提高淬透性，根據(jù)需要也可以再添加B、Cu、Ni、W中的1種或2種以上。這種情況下，在上述的添加元素中在添加量B小于0.0001％、Cu、Ni、W分別小于0.01％的情況下，不能充分得到添加的效果。另一方面，B超過0.005％、Cu超過1.0％、Ni超過1.0％、W超過0.5％的話，效果達到飽和，成本增加。因此在添加這些元素的情況下，定為B0.0001％以上0.005％以下、Cu0.01％以上1.0％以下、Ni0.01％以上1.0％以下、W0.01％以上0.5％以下。但是B與鋼中的N形成化合物，有時發(fā)現(xiàn)不了B本身的效果。因此作為用于抑制熱軋冷卻時的先共析鐵素體的生成、提高淬透性添加的元素，優(yōu)選從Cu、Ni、W中選擇1種或2種以上。此時各元素優(yōu)選的添加量與上述相同。
此外，本發(fā)明的鋼，在上述添加元素以外，為了利用細化鐵素體晶粒以確保生成440MPa以上的抗拉強度，根據(jù)需要也可以再添加Ti、Nb、V、Zr中的1種或2種以上。在這種情況下，添加量分別小于0.001時，不能充分得到添加的效果。另一方面，分別超過0.5％的話，效果達到飽和，成本增加。因此在添加這些元素時，都定為0.001％以上0.5％以下。
上述以外的余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
此外在制造過程中有時作為雜質(zhì)混入Sn、Pb等各種元素，這樣的雜質(zhì)也對本發(fā)明的效果沒有特別的影響。
下面對本發(fā)明的金屬組織(鐵素體平均粒徑)、碳化物的形狀(碳化物平均粒徑、2.0μm以上的碳化物的體積率)和碳化物的分散狀態(tài)(不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率)進行說明。對于得到延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板，這些是重要的必要條件，即使上述中有一個不滿足，也不能得到本發(fā)明的效果，全部滿足才能得到其效果。
鐵素體平均粒徑6μm以下鐵素體平均粒徑是決定拉伸凸緣性能和原材料強度的重要因素。通過使鐵素體晶粒細化，可以使拉伸凸緣性能不惡化而提高強度。也就是通過使鐵素體粒徑在6μm以下，可以在確保原材料抗拉強度在440MPa以上的同時，得到優(yōu)良的延展性和拉伸凸緣性能。如后所述，可以通過熱軋后的1次冷卻終冷溫度、2次冷卻保溫溫度和卷取溫度控制鐵素體平均粒徑。
碳化物平均粒徑0.10μm以上而且小于1.2μm碳化物平均粒徑對一般加工性和擴孔加工中孔隙的產(chǎn)生有大的影響，是本發(fā)明的重要的必要條件之一。碳化物變得微細可以抑制孔隙的產(chǎn)生，但碳化物平均粒徑小于0.10μm的話，隨硬度的提高延展性降低，因此拉伸凸緣性能降低。另一方面，隨碳化物平均粒徑的增加，一般加工性能提高，但在1.2μm以上的話，在擴孔加工中產(chǎn)生孔隙導(dǎo)致拉伸凸緣性能降低，隨局部延展性的降低，延展性也降低。因此，碳化物平均粒徑定為0.10μm以上、小于1.2μm。如后所述，碳化物平均粒徑可以通過制造條件，特別是1次冷卻終冷溫度、卷取溫度和退火溫度而進行控制。
粒徑2.0μm以上的碳化物體積率10％以下由于一般加工性能和擴孔加工中的孔隙優(yōu)先在粗大碳化物周邊產(chǎn)生，對于碳化物，不僅僅是控制平均粒徑，降低粗大碳化物體積率也是重要的，這是本發(fā)明的重要的必要條件之一。碳化物平均粒徑即使在0.10μm以上、小于1.2μm，粒徑為2.0μm以上的粗大碳化物體積率超過10％而存在的話，擴孔加工中產(chǎn)生孔隙使拉伸凸緣性能降低，隨局部延展性降低，延展性也降低。因此粒徑2.0μm以上的碳化物體積率定在10％以下。此外如后所述，碳化物粒徑可以通過1次冷卻終冷溫度、2次冷卻保溫溫度、卷取溫度和退火溫度進行控制。
不含碳化物的鐵素體晶粒體積率5％以下通過使碳化物分散狀態(tài)均勻，使在擴孔加工時的沖裁端面的應(yīng)力集中緩解，可以抑制孔隙的產(chǎn)生。以這一點控制不含碳化物的鐵素體晶粒體積率是重要的。通過使不含碳化物的鐵素體晶粒體積率在5％以下，可以得到與使碳化物分散狀態(tài)均勻的情況相同的效果，可以顯著提高拉伸凸緣性能。此外隨局部延展性提高，延展性也顯著提高。此外在本發(fā)明中，所謂不含碳化物是指用一般的金屬組織觀察(光學(xué)顯微鏡)不能檢測出碳化物。這樣的鐵素體晶粒是熱軋后作為先共析鐵素體生成的部分，即使在退火后的狀態(tài)下，實質(zhì)上也看不到晶粒內(nèi)的碳化物。此外如后所述，碳化物的分散狀態(tài)可以通過制造條件、特別是終軋溫度、軋后冷卻的冷卻速度、終冷溫度和卷取溫度進行控制。
下面對本發(fā)明的延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板的制造方法進行說明。
通過把調(diào)整到上述化學(xué)成分范圍的鋼在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度熱軋，然后以超過120℃/秒的冷卻速度1次冷卻到450℃以上600℃以下的終冷溫度，然后通過2次冷卻將直至卷取的溫度保持在450℃以上650℃以下，然后以600℃以下的卷取溫度進行卷取，酸洗后，在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度下進行退火，得到本發(fā)明的高碳熱軋鋼板。以下對此進行詳細說明。
終軋溫度在(Ar3相變點-10℃)以上進行熱軋熱軋的終軋溫度在小于(Ar3相變點-10℃)的情況下，由于一部分進行了鐵素體相變，因而鐵素體晶粒增加，延展性和拉伸凸緣性能惡化，因而要在Ar3相變點-10℃以上的終軋溫度進行終軋。因此可以實現(xiàn)組織均勻化，實現(xiàn)延展性和拉伸凸緣性能的提高。
冷卻速度以超過120℃/秒進行1次冷卻在本發(fā)明中為了降低相變后先共析鐵素體體積率，在熱軋后進行冷卻速度超過120℃/秒的快冷(1次冷卻)。冷卻方法是緩冷的話，奧氏體的過冷度小，生成先共析鐵素體。特別是冷卻速度在120℃/秒以下的情況下，先共析鐵素體的生成顯著，不含碳化物的鐵素體晶粒超過5％，延展性和拉伸凸緣性能惡化。因此把軋制后的冷卻速度定為超過120℃/秒。
優(yōu)選在終軋后超過0.1秒而小于1.0秒的時間內(nèi)開始1次冷卻。這種情況下，可以進一步使相變后的鐵素體晶粒和珠光體等的析出物微細化，可以使加工性能進一步提高。
終冷溫度450℃以上600℃以下在1次冷卻的終冷溫度高的情況下，生成先共析鐵素體，同時珠光體的片層間距粗大化。因此退火后不能得到微細的碳化物，延展性和拉伸凸緣性能惡化。特別是在終冷溫度高于600℃的情況下，不含碳化物的鐵素體晶粒超過5％，延展性和拉伸凸緣性能惡化。因此軋制后的冷卻的終冷溫度定為600℃以下。另一方面終冷溫度小于450℃的話，由于不能得到等軸的鐵素體晶粒，加工性能惡化，所以把終冷溫度定為450℃以上。
通過2次冷卻從1次終止冷卻后到卷取保持在450℃以上650℃以下溫度在高碳鋼板的情況下，有時1次冷卻終止后隨先共析鐵素體相變、珠光體相變、貝氏體相變，鋼板溫度升高，在即使1次終冷溫度在600℃以下，從1次冷卻終了到卷取的溫度也高于650℃的情況下，生成先共析鐵素體，同時珠光體片層間距粗大化，珠光體中的碳化物粗大化。因此退火后不能得到微細的碳化物，由于粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率超過10％，延展性和拉伸凸緣性能惡化。此外從1次冷卻到卷取的溫度小于450℃的話，不能得到等軸的鐵素體晶粒，加工性能惡化。由于這些原因，用2次冷卻控制直至卷取的溫度很重要，通過利用2次冷卻直至卷取保持在450℃以上650℃以下溫度，可以防止延展性、拉伸凸緣性能和加工性能的惡化。在此情況下的2次冷卻可以通過層流冷卻而進行。
此外從1次冷卻終止到卷取的保溫時間，如果過短，卷取后產(chǎn)生相變熱，而不能控制鋼板的溫度，或產(chǎn)生板卷潰壞，因此從在到達卷取之前的時間內(nèi)使相變完成的目的考慮，優(yōu)選在5秒以上，另一方面，過長的話，則操作性明顯降低，因而優(yōu)選在60秒以下。
卷取溫度600℃以下卷取溫度越高珠光體的片層間距越大。因此退火后的碳化物粗大，卷取溫度超過600℃的話，延展性和拉伸凸緣性能惡化。因此卷取溫度定為600℃以下。對卷取溫度的下限沒有特別的規(guī)定，但是由于越到低溫鋼板的形狀越惡化，所以優(yōu)選定為200℃以上。
退火溫度680℃以上Ac1相變點以下把熱軋鋼板酸洗后，為了使碳化物球化而進行退火。在退火溫度小于680℃的情況下，碳化物的球化不充分或碳化物平均粒徑小于0.1μm，拉伸凸緣性能惡化。此外不能得到等軸的鐵素體，加工性能和延展性惡化。另一方面，如果退火溫度超過Ac1相變點，一部分奧氏體化，由于在冷卻中再次生成珠光體，同樣拉伸凸緣性能惡化，延展性也降低。因此退火溫度定為680℃以上Ac1相變點以下。
此外在本發(fā)明的高碳鋼的成分調(diào)整中，轉(zhuǎn)爐或電爐都可以使用。然后把成分調(diào)整后的高碳鋼通過鑄錠-開坯或用連續(xù)鑄造制成板坯，對此板坯進行熱軋，此時為了避免因產(chǎn)生銹皮造成表面狀態(tài)惡化，優(yōu)選板坯加熱溫度在1280℃以下。此外也可以進行直接輸送軋制，也就是對連續(xù)鑄造的板坯直接進行軋制，或以抑制溫度降低為目進行保溫同時進行軋制。還可以在熱軋時省略粗軋而進行終軋。為了確保終軋溫度，在熱軋中也可以利用板帶加熱器等加熱裝置進行軋材的加熱。此外為了促進球化或降低硬度，也可以在卷取后用緩冷罩等裝置對板卷進行保溫。
熱軋后的退火使用箱式退火、連續(xù)退火都可以。此后根據(jù)需要進行表面光軋。此表面光軋由于對淬火性沒有影響，對它的條件沒有特別的限制。
利用上述方法可以得到延展性和拉伸凸緣性能優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。本發(fā)明的高碳熱軋鋼板具有優(yōu)良的延展性和拉伸凸緣性能的原因可以考慮如下。沖裁端面部分的內(nèi)部組織對拉伸凸緣性能有大的影響。特別是在不含碳化物的鐵素體晶粒(熱軋后的先共析鐵素體)多的情況下，確認了從與球化組織部分的界面上產(chǎn)生裂紋的事實。如果觀察顯微組織的行為，在沖裁加工后在碳化物的界面明顯產(chǎn)生因應(yīng)力集中造成的孔隙。碳化物的尺寸越大、并且不含碳化物的鐵素體晶粒越多，此應(yīng)力集中越大。然后在擴孔加工時，這些孔隙連接在一起變成裂紋。此外通過控制鐵素體粒徑可以穩(wěn)定提高延伸率。根據(jù)以上原因，通過控制化學(xué)成分和金屬組織(鐵素體平均粒徑)、碳化物形狀(碳化物平均粒徑、2.0μm以上的碳化物體積率)、以及碳化物的分散狀態(tài)(不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率)，可以減小應(yīng)力集中，減少孔隙的產(chǎn)生，可以具有優(yōu)良的延展性和拉伸凸緣性能。
實施例1把具有表1所示鋼No.A～R的化學(xué)成分的鋼的連鑄板坯加熱到1250℃，在表2所示條件下進行熱軋和退火，制造板厚5.0mm的鋼板。其中鋼板No.1～18的制造條件為本發(fā)明范圍內(nèi)的本發(fā)明例，鋼板No.19～32的制造條件為本發(fā)明范圍外的比較例。
從以上得到的鋼板取樣，進行鐵素體粒徑、碳化物平均粒徑、粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率、不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率的測定、硬度的測定、拉伸凸緣性能(擴孔率)的測定和拉伸試驗。得到的結(jié)果示于表3。各試驗·測定方法和條件如下。
1)鐵素體粒徑、碳化物平均粒徑、粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率、不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率的測定把樣品的板厚截面研磨·腐蝕后，用掃描電子顯微鏡拍攝顯微組織，在0.01mm2范圍內(nèi)對鐵素體粒徑、碳化物平均粒徑、粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率、不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率進行測定。
2)硬度測定以JIS Z2245為基準(zhǔn)，測定鋼板表面硬度，求出n＝5的平均值。
3)拉伸凸緣性能測定把樣品用沖頭直徑do＝10mm、沖模直徑12mm(間隙20％)的沖裁工具進行沖裁后，進行擴孔試驗。擴孔試驗用在圓筒平底沖頭(φ50mm、R8)通過上壓的方法進行，測定在孔邊緣產(chǎn)生貫通板厚裂紋時的孔徑db，求出用下式定義的擴孔率λ(％)。
λ＝100×(db-do)/do (1)4)拉伸試驗沿相對軋制方向成90°的方向(C方向)取JIS 5號試樣，以10mm/min拉伸速度進行拉伸試驗，測定了抗拉強度和延伸率。
在本發(fā)明中，分別把抗拉強度TS在440MPa以上；延伸率在C含量在0.10％以上；小于0.40％的鋼的情況下延伸率為35％以上、在C含量在0.40％以上、0.70％以下的鋼的情況下為30％以上；擴孔率λ在C含量在0.10％以上、小于0.40％的鋼的情況下為70％以上(板厚5.0mm)、在C含量在0.40％以上、0.70％以下的鋼的情況下為40％以上(板厚5.0mm)作為目標(biāo)。
從表3可以看出，鋼板No.1～18的本發(fā)明例的抗拉強度(TS)為440MPa以上，擴孔率λ高，而且拉伸凸緣性能和延伸率優(yōu)良。
另一方面，鋼板No.19～32是制造條件在本發(fā)明范圍外的比較例，鋼板No.19、20、22、23、24由于鐵素體晶粒超過6μm，所以抗拉強度小于440MPa。鋼板No.30、31的碳化物平均粒徑超過1.2μm，粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率超過10％，此外不含碳化物的鐵素體的體積率也超過5％，所以擴孔率λ低，拉伸凸緣性能惡化。鋼板No.21、25、28、32的碳化物平均粒徑小于0.1μm，由于強度提高，對于目標(biāo)值，擴孔率λ和延伸率低，拉伸凸緣性能和延伸率惡化。鋼板No.27、29的不含碳化物的鐵素體體積率超過5％，因而對于目標(biāo)值，擴孔率λ和延伸率低，拉伸凸緣性能和延伸率惡化。鋼板No.26的碳化物平均粒徑為0.10μm以上、小于1.2μm，但粒徑在2.0μm以上的碳化物體積超過10％，因此對于目標(biāo)值，擴孔率λ和延伸率低，拉伸凸緣性能和延伸率惡化。
表1 質(zhì)量％

表2

表3

權(quán)利要求
1.一種高碳熱軋鋼板，以質(zhì)量％計含有C0.10～0.7％、Si2.0％以下、Mn0.20～2.0％、P0.03％以下、S0.03％以下、Sol.Al0.1％以下、N0.01％以下、余量鐵和不可避免的雜質(zhì)，具有平均粒徑為6μm以下的鐵素體和平均粒徑為0.10μm以上、小于1.2μm的碳化物，所述碳化物的粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率在10％以下，所述鐵素體的不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率在5％以下。
2.如權(quán)利要求1所述的高碳熱軋鋼板，以質(zhì)量％計還含有從Cr0.05～1.5％和Mo0.01～0.5％中選擇的至少一種。
3.如權(quán)利要求1所述的高碳熱軋鋼板，以質(zhì)量％計還含有從B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中選擇的至少一種。
4.如權(quán)利要求2所述的高碳熱軋鋼板，以質(zhì)量％計還含有從B0.005％以下、Cu1.0％以下、Ni1.0％以下和W0.5％以下中選擇的至少一種。
5.如權(quán)利要求1至4中任一項所述的高碳熱軋鋼板，以質(zhì)量％計還含有從Ti0.5％以下、Nb0.5％以下、V0.5％以下和Zr0.5％以下中選擇的至少一種。
6.如權(quán)利要求1所述的高碳熱軋鋼板，所述Si含量以質(zhì)量％計為0.005～2.0％。
7.如權(quán)利要求6所述的高碳熱軋鋼板，所述Si含量以質(zhì)量％計為0.02～0.5％。
8.如權(quán)利要求1所述的高碳熱軋鋼板，所述Mn含量以質(zhì)量％計為0.2～1.0％。
9.如權(quán)利要求2所述的高碳熱軋鋼板，所述Cr含量以質(zhì)量％計為0.05～0.3％。
10.如權(quán)利要求2所述的高碳熱軋鋼板，所述Cr含量以質(zhì)量％計為0.8～1.5％。
11.如權(quán)利要求2所述的高碳熱軋鋼板，所述Mo含量以質(zhì)量％計為0.05～0.5％。
12.一種高碳熱軋鋼板的制造方法，由以下工序構(gòu)成以質(zhì)量％計含有C0.10～0.70％、Si2.0％以下、Mn0.20～2.0％、P0.03％以下、S0.03％以下、Sol.Al0.1％以下、N0.01％以下、余量鐵和不可避免的雜質(zhì)的鋼在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋的工序；把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度1次冷卻到450℃以上600℃以下的終冷溫度的工序；通過2次冷卻將冷卻的熱軋鋼板直至卷取保持在450℃以上650℃以下溫度的工序；對冷卻后的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度進行卷取的工序；對卷取后的熱軋鋼板進行酸洗的工序；和把酸洗后的熱軋鋼板在680℃以上、Ac1相變點以下的退火溫度進行退火。
13.如權(quán)利要求12所述的高碳熱軋鋼板的制造方法，1次冷卻的工序中的冷卻速度為120～700℃/秒。
14.如權(quán)利要求12所述的高碳熱軋鋼板的制造方法，所述卷取溫度為200～600℃。
全文摘要
高碳熱軋鋼板以質(zhì)量％計含有C0.1～0.7％、Si2.0％以下、Mn0.20～2.0％、P0.03％以下、S0.03％以下、Sol.Al0.1％以下、N0.01％以下、余量鐵和不可避免的雜質(zhì)，具有平均粒徑為6μm以下的鐵素體和平均粒徑為0.10μm以上、小于1.2μm的碳化物。所述碳化物的粒徑在2.0μm以上的碳化物體積率在10％以下。所述鐵素體的不含碳化物的鐵素體晶粒的體積率在5％以下。制造方法具有熱軋工序、1次冷卻工序、保溫工序、卷取工序、酸洗工序和退火工序。1次冷卻工序由把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度1次冷卻到450℃以上600℃以下的終冷溫度構(gòu)成。保溫工序由將冷卻的熱軋鋼板通過2次冷卻直至卷取保持在450℃以上650℃以下溫度的工序構(gòu)成。
文檔編號B21B1/26GK1667151SQ20051005282
公開日2005年9月14日 申請日期2005年2月28日 優(yōu)先權(quán)日2004年3月10日
發(fā)明者中村展之, 藤田毅, 土屋義郎, 飯塚俊治, 松岡才二 申請人:杰富意鋼鐵株式會社