淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板及其制造方法，所述高碳热轧钢板的特征在于，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.20～0.48％、Si：0.1％以下、Mn：0.5％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.10％以下、N：0.005％以下、B：0.0005～0.0050％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有由铁素体和渗碳体构成的显微组织，所述渗碳体的平均粒径为1.0μm以下，r值的面内各向异性Δr的绝对值为0.1以下。
【专利说明】淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及淬透性优良且面内各向异性(in-plane anisotropy)、特别是r值的面内各向异性△ (以后仅称为Ar)小的高碳热轧钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002]目前，齿轮、变速器、座椅调角器等汽车用部件是通过对作为JISG4051规定的机械结构用碳钢钢材的热轧钢板进行冷加工而加工为所希望的形状，然后实施用于确保所希望硬度的淬火处理而制造的。因此，对于原材料的热轧钢板来说，要求优良的冷加工性、淬透性，迄今已提出了多种钢板。
[0003]例如，在专利文献I中公开了一种淬火后的韧性优良的热轧钢板，作为钢成分，以质量％计含有 c:0.10 ~0.37%、S1:1% 以下、Mn:1.4% 以下、P:0.1% 以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01 ~0.1 %、N:0.0005 ~0.0050%, Ti:0.005 ~0.05%, B:0.0003 ~0.0050%，其中 B — (10.8/14)N* ≥ 0.0005%, N* = N — (14/48)Ti，并且当右边≥ O 时，满足N* = 0，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，作为钢中析出物的TiN的平均粒径(average particle size)为0.06~0.30 μ m,并且淬火后的原奥氏体粒径(grain size)为2 ~25 μ m0
[0004]在专利文献2中公开了一种冷加工性、淬透性、热处理后的韧性优良的T1-B系高碳钢板的制造方法，其中，所述钢板以质量％计含有C:0.15~0.40%, S1:0.35%以下、Mn:0.6 ~1.50%,P:0.030% 以下、S:0.020% 以下、sol.Al:0.01 ~0.20%,N:0.0020 ~0.012%,Ti:0.005 ~0.1%,B:0.0003 ~0.0030%，并且满足 B ≥ 0.0032 — 0.014Xsol.Al - 0.029XTi，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0005]在专利文献3中公开了一种冷加工性优良的高碳热轧钢板，具有如下组成:以质量 ％ 计，含有 C:0.20 ~0.48%, Si:0.1 % 以下、Mn:0.20 ~0.60%, P:0.02% 以下、
S:0.01 % 以下、sol.Al:0.1 % 以下、N:0.005% 以下、T1:0.005 ~0.05%, B:0.0005 ~
0.003%,Cr:0.05~0.3%，其中Ti — (48/14)N≥0.005，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有如下组织:铁素体平均粒径为6 μ m以下，碳化物平均粒径为0.1 μ m以上且小于1.20 μ m，实质不含有碳化物的铁素体晶粒的体积分数为5%以下。
[0006]现有技术文献
[0007]专利文献
[0008]专利文献1:日本专利第4265582号公报
[0009]专利文献2:日本特开平5-98356号公报
[0010]专利文献3:日本特开2005-97740号公报
【发明内容】
[0011]发明所要解决的问题[0012]然而，对于专利文献I至3所记载的热轧钢板而言，虽然通过添加B而得到了优良的淬透性，但由于Ar大，因此在加工为齿轮、变速器、座椅调角器等圆筒状部件时，导致圆度下降、周向板厚分布不均匀等尺寸精度的劣化。
[0013]本发明目的在于提供一种淬透性优良并且Ar小的高碳热轧钢板及其制造方法。
[0014]用于解决问题的方法
[0015]本发明人对于添加了 B的高碳热轧钢板的淬透性和Ar进行了研究，结果发现以下见解。
[0016]i)通过使渗碳体的平均粒径为Ι.Ομπι以下，可以得到优良的淬透性。
[0017]ii)为了即使加工为齿轮、变速器、座椅调角器等圆筒状部件也不会导致尺寸精度变差，必须使Ar的绝对值为0.1以下。
[0018]iii)对于i)而言，有效的是在精轧后以50°C/秒以上的平均冷却速度冷却至600°C以下，并在该温度范围卷取，对于ii)而言，有效的是不添加Ti，在850°C以上的终轧温度下精轧之后，在以50°C /秒以上的平均冷却速度急速冷却之前，在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上。
[0019]本发明基于上述见解而完成，其提供一种淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板，特征在于，具有如下组成:以质量％计，含有c:0.20~0.48%、S1:0.1%以下、Mn:0.5% 以下、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、sol.Al:0.10% 以下、N:0.005% 以下、B:
0.0005~0.0050%，且余 量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有由铁素体和渗碳体构成的显微组织，所述渗碳体的平均粒径为1.0ym以下，Ar的绝对值为0.1以下。
[0020]本发明的高碳热轧钢板可以在上述组成的基础上以质量％计进一步含有合计为
1.5%以下的N1、Cr、Mo中的至少一种，并且可以和这些元素同时、或者分别地含有合计为0.1%以下的Sb、Sn中的至少一种。
[0021]本发明的高碳热轧钢板能够通过下述方法制造，对具有上述组成的钢进行粗轧后，在850°C以上的终轧温度下进行精轧，在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上，然后以50°C /秒以上的平均冷却速度冷却至600°C以下，在该温度范围卷取后，在Ac1相变点以下的退火温度下退火。
[0022]发明效果
[0023]根据本发明，能够制造淬透性优良并且Ar小的高碳热轧钢板。本发明的高碳热轧钢板适合于汽车的齿轮、变速器、座椅调角器等圆筒状部件。
【具体实施方式】
[0024]以下，对作为本发明的高碳热轧钢板及其制造方法进行详细说明。需要说明的是，作为成分含量单位的“ ％ ”，只要没有特别说明，则表示“质量％ ”。
[0025]I)组成
[0026]C:0.20 ~0.48%
[0027]C是用于得到淬火后强度的重要元素。在加工为部件后，为了通过热处理而得到所希望的硬度，必须使C量至少为0.20%以上。但是，如果C量超过0.48%，则会发生硬质化，冷加工性变差。因此，将C量设定为0.20~0.48 %。为了得到充分的热处理后的硬度，优选使C量为0.26%以上。[0028]S1:0.1% 以下
[0029]Si是在提高淬透性的同时通过固溶强化而提高硬度的元素。但是，如果Si量超过0.1%，则会发生硬质化，冷加工性变差。因此，将Si量设定为0.1%以下。
[0030]Mn:0.5% 以下
[0031]Mn是在提高淬透性的同时通过固溶强化而提高硬度的元素。但是，如果Mn量超过0.5%，则会发生硬质化，或者形成因偏析所导致的带状组织，因此冷加工性变差。因此，将Mn量设定为0.5%以下。Mn量的下限没有特别规定，但优选将Mn量设定为0.2%以上。
[0032]P:0.03% 以下
[0033]P是在提高淬透性的同时通过固溶强化而提高硬度的元素。但是，如果P量超过0.03%，则会导致晶界脆化，淬火后的韧性变差。因此，将P量设定为0.03%以下。为了得到优良的淬火后的韧性，优选使P量为0.02%以下。
[0034]S:0.01% 以下
[0035]S形成硫化物而导致冷加工性和淬火后的韧性变差，因此是必须减少的元素。如果S量超过0.01%，则冷加工性和淬火后的韧性显著变差。因此，将S量设定为0.01%以下。为了得到优良的冷加工性和淬火后的韧性，优选使S量为0.005%以下。
[0036]sol.Al:0.10% 以下
[0037]如果sol.Al量超过0.10%，则在淬火处理的加热时生成A1N，奥氏体晶粒过度微细化，在冷却时促进了铁素体的生成，形成铁素体与马氏体的复合组织，淬火后的韧性变差。因此，将sol.Al量设定为0.10%以下，优选为0.06%以下。
[0038]N:0.005% 以下
[0039]如果N量超过0.005%，则因BN的形成而导致固溶B量下降，此外，由于大量的BN、AlN的形成而导致在淬火处理的加热时奥氏体晶粒过度微细化，在冷却时促进了铁素体的生成，淬火后的韧性变差。因此，将N量设定为0.005%以下。N量的下限没有特别规定，但通过形成适量的BN、A1N，抑制了淬火处理的加热时奥氏体晶粒的生长，提高了淬火后的韧性，因此优选将N量设定为0.0005%以上。
[0040]B:0.0005 ~0.0050%
[0041]B是提高淬透性的重要元素。但是，当B量小于0.0005%时，无法确认到充分提高淬透性的效果。另一方面，如果B量超过0.0050%,则精轧后奥氏体的再结晶延迟，热轧钢板的织构发达，Ar的绝对值超过0.1。因此，将B量设定为0.0005~0.0050%。
[0042]余量为Fe和不可避免的杂质，而为了进一步提高淬透性，可以含有合计为1.5%以下的N1、Cr、Mo中的至少一种。进而，为了在光亮淬火、渗碳氮化处理时，通过脱碳、氮化而抑制淬透性的下降，还可以含有合计为0.1%以下的Sb、Sn中的至少一种。
[0043]2)显微组织
[0044]为了提高冷加工性，必须形成由铁素体和渗碳体构成的显微组织。此外，为了提高淬透性，必须使渗碳体的平均粒径为1.0 μ m以下。
[0045] 此处，渗碳体的平均粒径如下求出:研磨钢板轧制方向的板厚截面，然后用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用扫描型电子显微镜以3000倍的倍率观察板厚中央部附近10个位置，通过图像处理求出各个位置的渗碳体的平均粒径，再将10个位置的平均粒径进行平均而求出。需要说明的是，这时，还可以同时确认显微组织的相构成。[0046]3) Ar的绝对值:0.1以下
[0047]为了使齿轮、变速器、座椅调角器等圆筒状部件在圆度、周向板厚分布上不存在问题，即尺寸精度良好地进行加工，必须使Ar的绝对值为0.1以下。
[0048]此处，Ar的绝对值如下求出:使用从相对于钢板的轧制方向为0°、45°、90°的方向上裁取的JIS5号试验片，根据JIS Z2254，测定各个方向的r值Ovr9t^r45)，并通过下式计算Ar0
[0049]Ar = (r0+r90 — 2 X r45) / 2
[0050]4)制造条件
[0051]精轧:850°C以上的终轧温度
[0052]本发明的高碳热轧钢板是通过对上述组成的钢进行由粗轧和精轧构成的热轧而形成所希望板厚的钢板。这时，当终轧温度低于850°C时，在之后的平均冷却速度为50°C /秒以上的急速冷却前，奥氏体的再结晶未充分进行，因此织构发达，难以使Ar的绝对值为
0.1以下。因此，精轧必须在850°C以上的终轧温度下进行。终轧温度的上限没有特别规定，但从操作的观点考虑，优选将终轧温度设定为1000°c以下。 [0053]精轧后至急速冷却的处理:在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上
[0054]如上所述，即使控制终轧温度，也有时在急速冷却前也无法使奥氏体的再结晶充分进行，无法使Ar的绝对值为0.1以下。因此，为了在急速冷却前使奥氏体的再结晶充分进行，使Ar的绝对值确实地为0.1以下，必须在上述控制终轧温度的基础上，将精轧后的钢板在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上。对于在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上，例如只要在精轧后进行空冷即可。
[0055]需要说明的是，对于Ar3相变点而言，例如，可以通过冷却速度为10°C /秒的加工热膨胀实验(加工7 —7 7夕一実験)求出热膨胀曲线，并由其转变点而求出。
[0056]在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上后的冷却:50°C /秒以上的平均冷却速度
[0057]在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上后，为了抑制在卷取前生成粗大的珠光体，并且在之后的退火温度为Ac1相变点以下的退火中使渗碳体的平均粒径为1.0 μ m以下，必须以50°C /秒以上的平均冷却速度进行冷却。
[0058]卷取温度:600°C以下
[0059]在以50°C /秒以上的平均冷却速度进行冷却后，为了抑制卷取后生成粗大的珠光体，并且在之后的退火温度为Ac1相变点以下的退火中使渗碳体的平均粒径为1.0μπι&下，必须在600°C以下的卷取温度下进行卷取。卷取温度的下限没有特别规定，但如果考虑到钢板的形状，优选将卷取温度设定为200°C以上。
[0060]退火:ACl相变点以下的退火温度
[0061]对于卷取后的钢板，为了在酸洗后不生成珠光体，形成由铁素体和渗碳体构成的显微组织，并且使渗碳体的平均粒径为1.0 μ m以下，必须在Ac1相变点以下的退火温度下进行退火。如果退火温度超过Ac1相变点，则在加热中生成奥氏体，在冷却中生成粗大的珠光体，淬透性下降。退火温度的下限没有特别规定，但从渗碳体的球化的观点考虑，优选将退火温度设定为600°C以上。
[0062]需要说明的是，对于Ac1相变点而言，例如，可以通过加热速度为100°C /小时的热膨胀实验求出热膨胀曲线，并由其转变点而求出。[0063]熔炼本发明的高碳钢可以使用转炉、电炉中的任一种。此外，如此熔炼后的高碳钢通过铸锭-开坯轧制或连铸而形成钢坯。钢坯通常在加热后，进行热轧。需要说明的是，在通过连铸所制造的钢坯的情况下，可以应用直接进行轧制、或者为了抑制温度下降而进行保温后进行轧制的直送轧制。此外，在加热钢坯后进行热轧时，为了避免由氧化皮而导致的表面状态变差，优选将钢坯加热温度设定为1280°C以下。在热轧中，为了确保终轧温度，可以在热轧中利用薄板坯加热器等加热机构进行被轧制材料的加热。
[0064]实施例
[0065]熔炼具有表1所示的钢编号A~L的组成的高碳钢，接着按照表2所示的制造条件进行热轧，然后酸洗，在Ac1相变点以下的退火温度下进行退火，制造板厚为3.0mm的热轧退火板。
[0066]对于如此制造的热轧退火板，通过上述方法求出显微组织的相构成、渗碳体的平均粒径、和Ar的绝对值。此外，通过以下所示的方法评价淬透性。
[0067]淬透性:通过气氛淬火法和高频淬火法进行淬火试验，使用维氏硬度试验机在载荷为200gf的条件下，在距离平板试验片的板厚截面表层为0.1mm的位置测定10点硬度，求出平均硬度(Hv)，其中所述气氛淬火法是从钢板上裁取平板试验片(宽50mmX长50mm)，在RX气体中混合了空气并且以使碳势与钢中的C量相等的方式进行控制的气氛中，在900°C下加热保持I小时，然后立即投入到50°C的油中进行搅拌的方法，所述高频淬火法是从钢板上裁取平板试验片(宽30mmX长100mm)，一边移动10kHz的高频线圈一边用4秒加热至900°C，在不进行保持的情况下进行水冷的方法。并且，当两试验中求出的平均硬度满足对应于钢中C量的表3所示的Hv的条件时，视为淬透性优良。
[0068]将结果不于表2。
[0069]本发明例的热轧退火板，具有由铁素体和渗碳体构成的显微组织，渗碳体的平均粒径为Ι.Ομπι以下，可知其淬透性优良。此外，由于Ar的绝对值为0.1以下时面内各向异性小，因此即使加工为齿轮、变速器、座椅调角器等圆筒状部件，也可以得到圆度良好、周向板厚分布均匀的尺寸精度优良的部件。
[0070]
【权利要求】
1.一种淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板， 具有如下组成:以质量％计，含有c:0.20~0.48%,S1:0.1%以下、Mn:0.5%以下、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、sol.Al:0.10% 以下、N:0.005% 以下、B:0.0005 ~0.0050%,且余量由Fe和不可避免的杂质构成， 具有由铁素体和渗碳体构成的显微组织，所述渗碳体的平均粒径为Ι.Ομπι以下，r值的面内各向异性Ar的绝对值为0.1以下。
2.如权利要求1所述的热轧钢板，以质量％计，进一步含有合计为1.5%以下的选自由N1、Cr、Mo所构成组中的至少一种。
3.如权利要求1或2所述的热轧钢板，以质量％计，进一步含有合计为0.1 %以下的选自由Sb、Sn所构成组中的至少一种。
4.如权利要求1~3中任一项所述的热轧钢板，其中，所述C含量为0.26~0.48%。
5.如权利要求1~4中任一项所述的热轧钢板，其中，所述Mn含量为0.2~0.5%。
6.如权利要求1 ~5中任一项所述的热轧钢板,其中，所述P含量为0.02%以下。
7.如权利要求1~6中任一项所述的热轧钢板，其中，所述S含量为0.005%以下。
8.如权利要求1~7中任一项所述的热轧钢板，其中，所述sol.Al含量为0.06%以下。
9.如权利要求1~8中任一项所述的热轧钢板，其中，所述N含量为0.0005~0.005%。
10.一种淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板的制造方法，对具有权利要求1~9中任一项所述组成的钢进行粗轧后，在850°C以上的终轧温度下进行精轧，在Ar3相变点+30°C以上保持5秒以上，然后以50°C /秒以上的平均冷却速度冷却至600°C以下，在该温度范围卷取后，在Ac1相变点以下的退火温度下退火。
11.如权利要求10所述的方法，其中，所述退火温度为600°C以上且Ac1相变点以下。
【文档编号】C22C38/60GK104039999SQ201280066100
【公开日】2014年9月10日 申请日期:2012年12月25日 优先权日:2012年1月5日
【发明者】宫本友佳, 小林崇, 中村展之, 船川义正 申请人:杰富意钢铁株式会社