專利名稱：改善熱處理鋼的冷成型性的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)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(zhì)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(zhì)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(xué)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(tài)或者熱軋后接著進(jìn)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(jìn)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(dá)到要求的強(qiáng)度和硬度值。
由于含碳量高，上述鋼經(jīng)熱軋后的毛坯具有珠光體-鐵素體結(jié)構(gòu)(對(duì)于＜0.8%C的鋼)或有珠光體顯微結(jié)構(gòu)(對(duì)于＞0.8%C的鋼)，珠光體呈薄片狀。
這些熱軋產(chǎn)的具有高的抗拉強(qiáng)度和低的延伸率的特點(diǎn)。過去，曾試圖通過在約690-720℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行軟化退火來改善對(duì)冷成型性不利的延性。術(shù)語“冷成型性”就是材料在不經(jīng)預(yù)熱的情況下經(jīng)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(qiáng)度及高延伸率可改善冷成型性。
軟化退火數(shù)小時(shí)后，片狀珠光體滲碳體轉(zhuǎn)變成球狀，使抗拉強(qiáng)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(yù)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(jīng)熱軋或冷軋的毛坯，然后在730℃到760℃的溫度下在兩相區(qū)(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(gè)軟化退火過程中，最終球化的滲碳體會(huì)產(chǎn)生沉淀硬化，對(duì)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(chǎn)熱軋帶鋼的方法，它是通過在帶鋼從熱軋帶機(jī)的輸出輥道到卷成帶卷過程中，改變奧氏體-珠光體轉(zhuǎn)變的速度，而得到具較低強(qiáng)度的粗大的片狀珠光體。盡管該方法使拉伸強(qiáng)度降到500-780N/mm2，但對(duì)于冷成型性只稍微改善。
本發(fā)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(fā)明的目的可以通過下面的措施來達(dá)到。提供一種改善經(jīng)熱軋或冷軋的熱處理鋼的冷成型性的方法，其特征在于對(duì)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(zhì)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(shí)基本上完成石墨化，而對(duì)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(zhì)的鋼，所述退火至少持續(xù)8小時(shí)。
德國專利3721641公開了具有用于本發(fā)明方法的鋼的成分的熱處理鋼。
適合于本發(fā)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?jǐn)?shù))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(fā)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(zhuǎn)變成石墨這一事實(shí)。這種轉(zhuǎn)變的優(yōu)點(diǎn)是石墨顆粒明顯地大于溶碳體顆粒的尺寸，因此不會(huì)發(fā)生沉淀硬化。從而使強(qiáng)度顯替降低并改善冷成型性，達(dá)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?jié)B碳體穩(wěn)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(dāng)重要的，因?yàn)榱蚧i對(duì)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(shí)就生成，而基本上不為鋼的熱機(jī)械處理所影響。在從軋制溫度冷卻時(shí)或在620-680℃溫度下退火時(shí)，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?jié)B碳體-石墨轉(zhuǎn)變。為了完全固定氧及氮，最低的含鋁量為0.02%，而按照本發(fā)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(shù)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(kuò)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(duì)石墨化起到強(qiáng)烈的作用是由于提高Ac1溫度以及降低了滲碳體的穩(wěn)定性。Ac1溫度的提高加速了碳往石墨核心的擴(kuò)散，而降低滲碳體的穩(wěn)定性保證石墨化轉(zhuǎn)變迅速發(fā)生。硅的含量低限為0.15%，由于硅原子的溶解會(huì)產(chǎn)生固溶硬化，因此，硅含量不能太高。經(jīng)驗(yàn)表明，每增加1%硅含量，服點(diǎn)提高約60N/mm2。因此硅的上限含量定為1.5%。
對(duì)于按照本發(fā)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(shí)，比更高含碳量情況下的石墨化轉(zhuǎn)變慢。這是因?yàn)楹剂康偷那闆r下，鋼中只有較少的滲碳體顆粒，因此碳原子擴(kuò)散到石墨核心的途徑太長。因此按照本發(fā)明，對(duì)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(shí)，而對(duì)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(shí)。
按照本發(fā)明，含0.55-1.3%(重量)的碳的鋼的硅含量有上限限制，因?yàn)?，這可把固溶硬化限止在一個(gè)范圍內(nèi)，固溶強(qiáng)化意味著強(qiáng)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(duì)于高于0.55%的含碳量的鋼，在鋼的其它成分一樣時(shí)，比含碳量低于0.55%的鋼生成石墨更快。
對(duì)于具有本發(fā)明的前述第Ⅲ類鋼的成分，在淬火加回火處理時(shí)，可得到對(duì)于對(duì)冷成型性特別有利的性能。
作為強(qiáng)的碳化物生成元素，鉻富集并穩(wěn)定在滲碳體中，因此較大地降低了石墨化的驅(qū)動(dòng)力，故鋼中鉻含量要保持盡可能低，也就是低于0.05%，鉻被認(rèn)為是一種雜質(zhì)。
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(jìn)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(jìn)石墨化元素，它的作用在于抑止了珠光體轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)的石墨化比珠光體結(jié)構(gòu)的石墨化發(fā)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(jīng)說明的，除了所述的鋼的成分外，對(duì)于鋼的石墨化還必須有一定的溫度-時(shí)間周期。令人驚訝的是石墨化轉(zhuǎn)變的最高速度是在620-680℃溫度范圍內(nèi)。就熱軋/冷軋產(chǎn)品而論，對(duì)于含碳量為0.32-0.54%之間的鋼，在620-680℃溫度范圍內(nèi)最短的石墨化時(shí)間為15小時(shí)，而對(duì)于含碳量為0.55-1.3%之間的鋼，則為8小時(shí)。對(duì)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(jìn)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(jīng)石墨化的高碳鋼可以熱處理，也就是它們?cè)诶涑尚秃罂梢赃M(jìn)行淬火加回火處理。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)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(huì)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(fā)生再生成石墨的危險(xiǎn)而導(dǎo)致強(qiáng)度及韌性降低。但對(duì)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(shí)例來更詳細(xì)地說明本發(fā)明。表1列出了鋼的成分。在試驗(yàn)室規(guī)模下制造代號(hào)為A-Q的鋼的熱軋和冷軋產(chǎn)品例如鋼帶、鋼絲和型材，并按表2進(jìn)行退火。對(duì)一些試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化條件下檢查了淬透性(表3)。
其中，代號(hào)為C，D，F(xiàn)，G，H，J，M，O和Q的鋼是在本發(fā)明的范圍內(nèi)。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(fā)明范圍內(nèi)。類似地，本發(fā)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(shù)值表明本發(fā)明范圍的鋼與以前方法生產(chǎn)的鋼(具有球形滲碳體而沒有石墨)相比，具有更低的屈服點(diǎn)和拉伸強(qiáng)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(fā)明范圍內(nèi)。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(qiáng)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(yōu)點(diǎn)不大。
本發(fā)明也不包括鋼D(冷軋帶鋼)或鋼Q(絲棒)。對(duì)這些產(chǎn)品，選擇在620-680℃溫度范圍分別進(jìn)行5和4小時(shí)退火，時(shí)間太短。由于是石墨化敏感鋼的成分，發(fā)生了部分石墨化，然而退火時(shí)間太短，不能保證鋼的充分石墨化。這樣，它們對(duì)冷成型性只有限的改善。
對(duì)檢查過淬硬性的鋼J和M進(jìn)行了800℃-900℃溫度下保持3-20分鐘的奧氏體化處理。表3對(duì)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(shí)間進(jìn)行奧氏體化時(shí)，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(jī)械性能
表2(續(xù))
注＊本發(fā)明＊＊WB＝熱軋帶鋼 WD＝絲棒，冷軋絲KB＝冷軋帶鋼 F＝型鋼
權(quán)利要求
1.一種改善經(jīng)熱軋或冷軋的熱處理鋼的冷成型性的方法，其特征在于對(duì)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(zhì)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(shí)基本上完成石墨化，而對(duì)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(zhì)的鋼，所述退火至少持續(xù)8小時(shí)。
2.按照權(quán)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(jīng)熱軋或冷軋的熱處理鋼的冷成型性的方法，對(duì)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(zhì)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(shí)基本完成石墨化，而對(duì)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(zhì)的鋼、所述退火至少持續(xù)8小時(shí)。
文檔編號(hào)C21D1/32GK1050903SQ9010828
公開日1991年4月24日 申請(qǐng)日期1990年10月11日 優(yōu)先權(quán)日1989年10月12日
發(fā)明者魯茨·霍蘭伯格, 塞斯米爾·蘭格, 沃爾夫?qū)つ聫囟鞑?申請(qǐng)人:塞森鋼股份公司