本發(fā)明屬于冶金技術領域，涉及一種沖壓成形用石墨化冷軋高碳鋼板的制備方法。

背景技術：

近些年來，為實現低燃料消耗和提高汽車成本的競爭力，對如形狀復雜、強度高的汽車傳動部件，開始采用高碳鋼板進行一體化沖壓成形，該技術不僅要求材料在加工時具有良好的沖壓成形性能，而且還要求在成形后的熱處理過程中具有充分的淬硬性，以滿足服役時對零部件的強度要求。

但是，高碳鋼板的強度和硬度高，塑性和加工性能差，很難用于成形這類零部件，需要開發(fā)一種新型的高碳鋼。

為了提高高碳鋼板的成型加工性能，目前主要采用的方法是球化退火，如陳金榮在機械工人(熱加工)(2002,(3):34-35)上發(fā)表的論文“40z鋼板等溫球化退火工藝”中研究了40z中碳鋼板球化退火，指出中碳鋼當要求硬度較低而韌性較高(用于冷沖壓坯料)時,可用等溫球化退火。另外，也有直接通過熱軋工藝控制使部分片狀珠光體球化，從而達到免退火的目的，如一種免退火型中高碳鋼板制造工藝(申請公布號：cn103173598a)公開了一種熱軋過程中在線使中、高碳鋼板直接軟化，通過高溫卷取實現部分球化來生產的中高碳鋼板，而省去熱軋后的退火工序。

對于冷變形要求高的高碳鋼材，雖然通過球化退火或免退火軋制工藝，控制了晶粒度、硬度和滲碳體的形態(tài)，但是由于滲碳體的存在，在沖壓生產時，不僅模具磨損嚴重、壽命低，而且沖壓負荷過大，仍難以成形復雜形狀制件。

于是，人們利用滲碳體石墨化來期待獲得良好沖壓成型性能，而開發(fā)了石墨化高碳鋼。通過滲碳體的石墨化(即滲碳分解成石墨)獲得由鐵素體和石墨為主要組織特點的石墨化高碳鋼板，該鋼板在沖壓加工時具有與低碳鋼板相同的成形性；在成形后，通過石墨在奧氏體中的固溶，該鋼板又可淬硬，達到較高強度。

專利“鋼板及其制造方法，申請公布號：cn101903547a”公布了一種熱軋鋼板，其主要化學成分及其質量百分比：c：0.30～0.70％；si：0.10％以下；mn：0.20％以下；p：0.010％以下；s：0.010％以下；al：0.05％以下；n：0.050％以下；余量由fe及不可避免的雜質構成。其制造方法在800～950℃的終軋溫度下熱軋而制成熱軋板，以平均冷卻速度為50℃/s以上冷至500℃以下，在450℃以下的溫度卷取，鋼卷在720℃以下的退火溫度下退火。再如專利“processformanufacturingamedium-carbonsteelplatewithimprovedformabilityandweldability，us5454887”也公布了一種熱軋鋼板，其主要化學成分及其質量百分比：c：0.20～0.70％；si：0.10％以下；mn：0.20～2.0％以下；p：0.020％以下；s：0.010％以下；al(sol.)：0.01～1.00％；b：0.0003～0.0050％；n：0.002～0.010％；b/n：0.2～0.8；余量由fe及不可避免的雜質構成。其制造方法為：終軋溫度700～900℃；熱軋后的冷卻速度5～50℃/s；卷取溫度400～650℃；在600℃～～ac1溫度范圍內進行1小時以上的退火。

文獻“加工性能優(yōu)良的高碳冷軋薄板，鋼鐵，1993，(9),75”報道稱，日本住友金屬工業(yè)公司研究成功一種加工成形性與低碳鋼板相同的新材料——石墨化高碳冷軋鋼板。這種材料的特點是，(1)使降低高碳鋼成形性的滲碳體在成形加工時石墨化，從而使高碳鋼板具有與低碳鋼板相同的成形性；(2)將不利于石墨化的mn從0.6％以上降到0.2％，將p從0.02％降到0.01％，以促進石墨化；(3)添加能提高淬火性能的ni(0.2％)和b(0.001、0.003％)；(4)通過熱軋和冷軋工藝，破碎細化鋼中滲碳體，冷軋后以適當溫度進行罩式退火，使?jié)B碳休石墨化。

專利“鋼板及其制造方法，申請公布號：cn101903547a”與專利“processformanufacturingamedium-carbonsteelplatewithimprovedformabilityandweldability，us5454887”提到的均是熱軋板；而文獻“加工性能優(yōu)良的高碳冷軋薄板，鋼鐵，1993，(9),75”提到的石墨化冷軋板，是通過冷軋破碎細化鋼中滲碳體，再進行石墨化的。這樣會因滲碳體分布的不均勻，而無法獲得均勻分布的石墨粒子，而會影響鋼板的沖壓成形性能。

技術實現要素：

石墨化高碳鋼板適合用于復雜形狀、強度高的零部件的沖壓成形。其沖壓成型性能的高低，與其組織中的鐵素體晶粒度，石墨粒子的數量、形態(tài)、大小及其分布密切相關。本發(fā)明提出增加了為石墨化退火提供良好的預備組織而設置的貝氏體化處理，有助于石墨化后鋼板內部石墨粒子的均勻分布。

本發(fā)明通過以下技術措施實現：

一種沖壓成形用石墨化冷軋高碳鋼板的制備方法除采用冶煉、連鑄、熱軋、酸洗、冷軋等常規(guī)方法以外，還采用貝氏體化處理和石墨化退火等工藝過程進行制備。其中，所述的貝氏體化處理是為石墨化退火提供良好的預備組織而設置的，可在冷軋生產線上的連續(xù)退火裝置上實現。主要采用ac3以上30～50℃等溫處理與處理后快速冷卻到下貝氏體轉變區(qū)(即350℃～ms)進行等溫轉變。所述的石墨化退火，其溫度范圍為620℃～ac1相變點，石墨化退火時間3～6小時。石墨化后的組織主要由石墨和鐵素體晶粒組成。石墨粒子分布均勻，其平均直徑為5μm左右；鐵素體晶粒平均直徑為20μm。采用該方法制備的高碳鋼冷軋板厚度為0.5～3mm，該冷軋板同低碳鋼一樣的塑軟，而具有良好的沖壓成形性能，其屈強比≤0.60，應變硬化指數≥0.2，平面各向異性△r≤0.20。

所述石墨化冷軋高碳鋼板的化學成分及其質量百分比含量控制為：c：0.30～0.77％；si：0.10～0.20％；mn：0.50～1.60％；p≤0.010％；s：≤0.010％；al：0.02～0.25％；b：0.0002～0.0060，n：0.002～0.010；其余含量為fe。

本發(fā)明的有益效果：

通過實驗研究和理論分析表明，利用本發(fā)明提出的石墨化熱軋鋼板的制備方法，由于其組織主要是由鐵素體和石墨粒子組成，這樣的組織特點使該高碳鋼板同低碳鋼一樣塑軟，即具有較低的硬度和較高的塑性，因此使該高碳鋼板表現出良好的沖壓成形性能，有助于擴大高碳鋼板在復雜形狀、高強度零部件沖壓成形工藝中的應用。

附圖說明

圖1是本發(fā)明所采用的制備路線圖。

具體實施方式

現將本發(fā)明的實施例具體敘述于后。

實施例對本發(fā)明的技術方案做進一步描述。實施例僅用于說明本發(fā)明，而不是以任何方式來限制本發(fā)明。

本發(fā)明主要通過冶煉、連鑄、熱軋、酸洗、冷軋、貝氏體化處理和石墨化退火等工藝過程來實現。其中，所述的貝氏體化處理是為石墨化退火提供良好的預備組織而設置的，可在冷軋生產線上的連續(xù)退火裝置上實現。主要采用ac3以上30～50℃等溫處理與處理后快速冷卻到下貝氏體轉變區(qū)(即350℃～ms)進行等溫轉變。所述的石墨化退火，其溫度范圍為620℃～ac1相變點，石墨化退火時間3～6小時。石墨化后的組織主要由石墨和鐵素體晶粒組成。采用該方法制備的高碳鋼冷軋板厚度為0.5～3mm。

實施例1

1.0mm石墨化冷軋鋼板的制備，主要工藝流程：冶煉、連鑄、熱軋、酸洗、冷軋、貝氏體化處理和石墨化退火。

本實施例的石墨化熱軋鋼板的化學成分(質量分數/％)為：0.46c，0.17si,0.72mn，0.010s，0.009p，0.026al，0.0036b，0.0050n。

貝氏體化處理的主要工藝參數為：采用840℃等溫處理，處理后以大于15℃/s的冷速快速冷卻到320℃進行等溫轉變。

石墨化退火的主要工藝參數為：石墨化溫度為680℃，石墨化退火時間為6小時。

對上述方法制備的石墨化冷軋高碳鋼板進行取樣分析與檢測，結果表明，其組織結構中觀察到的石墨粒子分布均勻，呈近球形、平均直徑為5.2μm，鐵素體晶粒的平均直徑為16μm。其屈強比≤0.56，應變硬化指數≥0.23，平面各向異性△r≤0.17。

實施例2

3.0mm石墨化冷軋鋼板的制備，主要工藝流程：冶煉、連鑄、熱軋、酸洗、冷軋、貝氏體化處理和石墨化退火。

本實施例的石墨化熱軋鋼板的化學成分(質量分數/％)為：0.67c，0.12si,0.76mn，0.008s，0.006p，0.025al，0.0030b，0.0040n。

貝氏體化處理的主要工藝參數為：采用800℃等溫處理，處理后以大于20℃/s的冷速快速冷卻到300℃進行等溫轉變。

石墨化退火的主要工藝參數為：石墨化溫度為660℃，石墨化退火時間為5小時。

對上述方法制備的石墨化冷軋高碳鋼板進行取樣分析與檢測，結果表明，其組織結構中觀察到的石墨粒子分布均勻，呈近球形、平均直徑為4.6μm，鐵素體晶粒的平均直徑為18μm。其屈強比≤0.59，應變硬化指數為0.21，平面各向異性△r為0.19。

由實施例可見，采用本發(fā)明提出的方法，可以獲得具有良好沖壓成形性能的石墨化冷軋高碳鋼板。