专利名称：改善热处理钢的冷成型性的方法
技术领域：
本发明涉及改善热处理钢的冷成型性的方法，特别是涉及改善含有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、余为Fe和一些不可避免的杂质钢(下面简称为第Ⅰ类钢)、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、余为Fe和一些不可避免的杂质的钢(下面简称为第Ⅱ类钢)或者在上述钢的成分中还含有≤1%Ni、≤0.5%Mo、≤0.10%V、≤0.04%Ti、≤0.15%Zr和≤0.01%β中至少一种成分的钢(下面简称为第Ⅲ类钢)的冷成型性的方法。
在本说明书中，除非有专门的说明，所有的化学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的成分的热处理钢大量地以热轧状态或者热轧后接着进行冷轧或冷拉，通过冷成型，例如弯曲、弯折、矫直、卷绕、冲压、深拉或冷挤压进一步加工处理成型钢板、钢带、钢丝或型材。通常，这些钢制成的最终成品要用淬火和回火之类的热处理来达到要求的强度和硬度值。
由于含碳量高，上述钢经热轧后的毛坯具有珠光体-铁素体结构(对于＜0.8%C的钢)或有珠光体显微结构(对于＞0.8%C的钢)，珠光体呈薄片状。
这些热轧产的具有高的抗拉强度和低的延伸率的特点。过去，曾试图通过在约690-720℃的温度范围内进行软化退火来改善对冷成型性不利的延性。术语“冷成型性”就是材料在不经预热的情况下经受永久变形(如弯曲、深拉、张拉成形或冷挤压)的能力。一般、低强度及高延伸率可改善冷成型性。
软化退火数小时后，片状珠光体渗碳体转变成球状，使抗拉强度降低而延伸率增加。
珠光体渗碳体的球化被看作改善随后的冷成型操作性能的必要的预处理。为改善冷成型性，使球状渗碳体要尽可能粗大也是很重要的，渗碳体颗粒越粗大、冷成型性就越好。
为改善冷成型性，也推荐缓慢加热经热轧或冷轧的毛坯，然后在730℃到760℃的温度下在两相区(奥氏体+珠光体)缓慢地冷却(“Metal Progress”1953年64卷，7期，79-82页)。在这样一个软化退火过程中，最终球化的渗碳体会产生沉淀硬化，对冷成型性是有害的。
德国专利3721641公开了由含有0.3-0.9%C的碳钢或冷合金钢生产热轧带钢的方法，它是通过在带钢从热轧带机的输出辊道到卷成带卷过程中，改变奥氏体-珠光体转变的速度，而得到具较低强度的粗大的片状珠光体。尽管该方法使拉伸强度降到500-780N/mm2，但对于冷成型性只稍微改善。
本发明的目的是提高含碳量为0.3-0.54%和0.55-1.3%的热处理钢的冷成型性，使得可以由这些钢的初轧毛坯来制造出难冷成型的零件。
本发明的目的可以通过下面的措施来达到。提供一种改善经热轧或冷轧的热处理钢的冷成型性的方法，其特征在于对于成分(重量百分比)为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，余为Fe和不可避免的杂质的钢，在最后冷成型和淬火硬化加上随后的回火处理前，在620-680℃温度下保持至少15小时基本上完成石墨化，而对于成分为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、余为Fe和不可避免的杂质的钢，所述退火至少持续8小时。
德国专利3721641公开了具有用于本发明方法的钢的成分的热处理钢。
适合于本发明方法的钢还含有至少一种下列元素，≤1%Ni，≤0.5%Mo、≤0.10%V、≤0.04%Ti、≤0.15%Zr和≤0.01%β(均为重量百分数)在石墨化退火和冷成型后，钢材在850℃或更高的温度下至少保持10分钟然后再淬火加回火处理来奥氏体化。
本发明的方法利用了具有上述成分的珠光体-铁来体和珠光体钢可使片状珠光体渗碳体转变成石墨这一事实。这种转变的优点是石墨颗粒明显地大于溶碳体颗粒的尺寸，因此不会发生沉淀硬化。从而使强度显替降低并改善冷成型性，达到已知的含约0.06%C的冷轧低碳钢的水平。
就石墨化来说，上述双重作用是锰含量造成的。一方面，锰含量使AC1温度降低，并使渗碳体稳定，因此锰含量必须限止在小于等于0.4%。更高的锰含量抑制石墨的生成。另一方面，从生成MnS的角度看，使钢中锰含量至少为0.05%是相当重要的，因为硫化锰对石墨生成起成核的作用。为了在钢中完全形成MnS，最低的锰硫含量比要大于10。
钢中铝含量在石墨的成核作用中起到重要的作用。不仅上述的MnS，而且Al2O3和AlN都可以成为石墨成核的核心。Al2O3颗粒早在钢开始凝固时就生成，而基本上不为钢的热机械处理所影响。在从轧制温度冷却时或在620-680℃温度下退火时，在石墨生成前就生成了AlN颗粒，因此它可起到石墨颗粒生成的核心而促使渗碳体-石墨转变。为了完全固定氧及氮，最低的含铝量为0.02%，而按照本发明含铝量的上限为0.15%。在更高的含铝情况下，总体来说生成数量较少的但明显地更粗大的氧化铝和氮化铝。由于这些颗粒起到石墨沉淀的核心作用，碳扩散到核心的途径变得更长，因而使石墨的生成延迟。因此铝含量的上限为0.15%。
在石墨化过程中，起最重要作用的是硅、以及锰和铝。硅对石墨化起到强烈的作用是由于提高Ac1温度以及降低了渗碳体的稳定性。Ac1温度的提高加速了碳往石墨核心的扩散，而降低渗碳体的稳定性保证石墨化转变迅速发生。硅的含量低限为0.15%，由于硅原子的溶解会产生固溶硬化，因此，硅含量不能太高。经验表明，每增加1%硅含量，服点提高约60N/mm2。因此硅的上限含量定为1.5%。
对于按照本发明的退火条件，石墨化速率也取决于钢中的碳含量。碳含量在0.32-0.54%时，比更高含碳量情况下的石墨化转变慢。这是因为含碳量低的情况下，钢中只有较少的渗碳体颗粒，因此碳原子扩散到石墨核心的途径太长。因此按照本发明，对于含碳量为0.32-0.54%的钢在620-680℃石墨化退火至少保持15小时，而对于含碳量为0.55-1.3%的钢在620-680℃石墨化退火至少保持8小时。
按照本发明，含0.55-1.3%(重量)的碳的钢的硅含量有上限限制，因为，这可把固溶硬化限止在一个范围内，固溶强化意味着强度的提高。另外，锰含量的上限使得石墨能更快地形成。最后，对于高于0.55%的含碳量的钢，在钢的其它成分一样时，比含碳量低于0.55%的钢生成石墨更快。
对于具有本发明的前述第Ⅲ类钢的成分，在淬火加回火处理时，可得到对于对冷成型性特别有利的性能。
作为强的碳化物生成元素，铬富集并稳定在渗碳体中，因此较大地降低了石墨化的驱动力，故钢中铬含量要保持尽可能低，也就是低于0.05%，铬被认为是一种杂质。
镍与锰类似，使Ac1温度降低，但它使碳的活度降低的作用明显地低于锰所起的作用。尽管如此，镍还是促进石墨化的。镍的主要作用是增加石墨生成中的生核速度。
除镍以外，钼是间接地促进石墨化元素，它的作用在于抑止了珠光体转变。在含钼钢轧制后冷却期间，增加了贝氏体或马氏体的生成。贝氏体-马氏体结构的石墨化比珠光体结构的石墨化发生得更快。
除合金元素镍和钼外，硼和钒使钢的淬透性增加，而钛和锆用来固定氮或影响硫化物的形状。
如已经说明的，除了所述的钢的成分外，对于钢的石墨化还必须有一定的温度-时间周期。令人惊讶的是石墨化转变的最高速度是在620-680℃温度范围内。就热轧/冷轧产品而论，对于含碳量为0.32-0.54%之间的钢，在620-680℃温度范围内最短的石墨化时间为15小时，而对于含碳量为0.55-1.3%之间的钢，则为8小时。对含碳量为0.45的钢的石墨面积百分率的控制值为1.0-1.5%，而含碳量为0.75%C的钢则为2.0-2.5%。这些值用原子图象分析仪进行定量测定。
与具有类似的冷成型性的热轧和冷轧低碳钢相反，有上述成分的经石墨化的高碳钢可以热处理，也就是它们在冷成型后可以进行淬火加回火处理。已经发现稍微提高奥氏体化的温度到850℃或更高，并在该温度下保持至少10分钟，石墨溶解而使钢具有好的淬硬性。
因此，所述的钢在冷轧后采用等于或高于850℃的奥氏体化温度，保持10分钟的热处理。如果可石墨化的钢在淬火后接着在高温回火，那么又会再生成石墨。在这方面，含有低到约0.45%的硅含量的钢比含有约0.7%硅的钢更为敏感。低硅含量的钢最高只能在550℃的温度下回火，才不致于发生再生成石墨的危险而导致强度及韧性降低。但对于硅含量约为0.7%的钢、回火温度上限可提高到600℃。
下面参照实例来更详细地说明本发明。表1列出了钢的成分。在试验室规模下制造代号为A-Q的钢的热轧和冷轧产品例如钢带、钢丝和型材，并按表2进行退火。对一些试验钢在不同奥氏体化条件下检查了淬透性(表3)。
其中，代号为C，D，F，G，H，J，M，O和Q的钢是在本发明的范围内。钢A和B的铬和锰含量过高，而且铝含量较低，其成分在本发明范围内。类似地，本发明也不包括钢E、L、N、P(过高锰含量，部分铝含量较低)或钢I和K(过高硅含量)。
表2的数值表明本发明范围的钢与以前方法生产的钢(具有球形渗碳体而没有石墨)相比，具有更低的屈服点和拉伸强度，和更高的延伸率。
表2的最后一行表示了石墨面积百分比的控制值。虽然钢I和K在退火后石墨面积百分率较高，但该两种钢并不在本发明范围内。它们石墨化面积百分率较高是由于这两种钢硅含量高(分别为1.72和1.65%)由于硅造成固溶硬化降低了强度及延伸率，因此这些钢与普通具有球状渗碳体的钢相比，优点不大。
本发明也不包括钢D(冷轧带钢)或钢Q(丝棒)。对这些产品，选择在620-680℃温度范围分别进行5和4小时退火，时间太短。由于是石墨化敏感钢的成分，发生了部分石墨化，然而退火时间太短，不能保证钢的充分石墨化。这样，它们对冷成型性只有限的改善。
对检查过淬硬性的钢J和M进行了800℃-900℃温度下保持3-20分钟的奥氏体化处理。表3对淬硬性比较表明，最高的淬火硬度为795(HV30)，这表明淬硬性很好，这是在最低奥氏体温度为850°和至少保持10分钟下处理得到的。这些试样在更低温度下保持更短的时间进行奥氏体化时，由于石墨颗粒不完全溶解而使淬火硬度低，因而淬硬性不好。
表2表1中的钢在石墨化退火后的机械性能
表2(续)
注＊本发明＊＊WB＝热轧带钢 WD＝丝棒，冷轧丝KB＝冷轧带钢 F＝型钢
权利要求
1.一种改善经热轧或冷轧的热处理钢的冷成型性的方法，其特征在于对于成分(重量百分比)为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、余为Fe和不可避免的杂质的钢，在最后冷成型和淬火硬化加随后的回火处理前，在620-680℃温度下保持至少15小时基本上完成石墨化，而对于成分为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、余为Fe和不可避免的杂质的钢，所述退火至少持续8小时。
2.按照权利要求1的方法，其特征在于所述的钢还含有至少一种下列元素(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
一种改善经热轧或冷轧的热处理钢的冷成型性的方法，对于成分为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、余为Fe和不可避免的杂质的钢，在最后冷成型和淬火硬化加上随后的回火处理前，在620-680℃下保持至少15小时基本完成石墨化，而对于成分为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、余为Fe和不可避免的杂质的钢、所述退火至少持续8小时。
文档编号C21D1/32GK1050903SQ9010828
公开日1991年4月24日 申请日期1990年10月11日 优先权日1989年10月12日
发明者鲁茨·霍兰伯格, 塞斯米尔·兰格, 沃尔夫冈·穆彻恩伯恩 申请人:塞森钢股份公司