免退火折弯性能优异的低成本高表面硬度工具钢的制作方法

1.本发明涉及一种工具钢及其生产方法，特别涉及一种免退火折弯性能优异的低成本高表面硬度工具钢。


背景技术：

2.随着时代的发展，工具钢用途越来越广，不仅要求热处理后硬度，加工的形状也越来越复杂。常规工具钢由于碳含量高，热轧组织以珠光体为主，脆性大，不适合折弯加工形状复杂零件，折弯90
°
以下很小的角度即开裂。为满足一些复杂零件的折弯加工需求，通常采用冷轧退火工具钢作原料，多道次退火、冷轧才能满足折弯使用需求，成本高。热轧板成分和组织、内在夹杂物水平、表面氧化和脱碳等都是影响折弯性能的主要因素，而且脱碳层深，打磨量大，生产效率低。目前高碳工具钢表面脱碳层深通常控制在板厚的2.0％左右，全厚度规格最好水平是不超过板厚的1.0％，而且越厚越不好控制。而且普通工具钢要通过热处理提高硬度，成本高。为适应时代发展，满足工具钢加工形状复杂零件的需求，减少表面打磨量，提高生产效率，降低成本，急需开发一种折弯性能优异、成本低、脱碳层深度低、表面无氧化微裂纹的高表面硬度工具钢。
3.专利《一种免球化退火的用csp线生产薄规格工具钢的方法》叙述的是厚度1
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2.5mm薄工具钢钢板的生产方法，不能满足厚规格工具用钢板的使用需求；采用低温轧制、快冷到马氏体转变温度附近低温卷取，再回火得到回火索氏体降低强硬性的生产工艺，一方面对卷取机能力要求极高，另一方面卷取过程中发生马氏体相变，马氏体脆性极大，极易断带，且卷后要进行550～700℃高温回火处理，成本较高。该工艺控制脱碳深度不超过板厚的1％。
4.一种免退火型中高碳钢板制造方法cn201310076240.5和一种免退火处理热轧s45c板带生产方法cn201110411594.1采用两相区或铁素体区低温大压下轧制，高温卷取堆垛，得到60％铁素体和部分球化珠光体，软化降低钢板硬度到80
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85hrb。这种工艺得到的钢板铁素体量多，块大，必须淬火回火才能使用，而且热处理后硬度低，不能满足高端工具钢使用要求。
5.专利文件cn200710010942.8“三层复合刀刃的刃具钢板的制造方法”和专利文件cn200710010941.3“双复合刀刃的刃具钢板的制造方法”都是复合刃具钢的制造方法，复合后也要进行热处理，工艺复杂，成本高。
6.专利文件cn201410016729.8“木工机械旋切机刀片用高合金刃具钢及其热加工工艺”cr、v、w、mo等合金含量高，还要两次淬火处理，工艺复杂，成本高。
7.一种电镀性能优异的高强栓紧带用钢及其制造方法201910821762.0、一种电镀栓紧带卡扣用钢及其制造方法201910821761.6、一种高疲劳寿命电镀板钩用钢及其制造方法v202010127798.1，这三个专利文件主要通过控轧控冷控制钢板表面质量，使表面脱碳深度不超过板厚的1.5％，提高电镀性能。热轧板硬度均在100hrb以下，需要淬火、回火等多道热处理工序才能达到使用要求的37hrc以上硬度，成本高，且效率低。
8.申请号为201510687941.1的专利文件公开了一种合金工具钢及其生产方法，涉及一种中碳工具钢，钢中含有：c 0.5％，si 0.2％，mn 0.5％，cr 5.0％，mo 2.3％，v 0.5％，s≤0.003％，p≤0.02％，该合金工具钢中加入cr、mo、v等合金较多，冶炼需采用电渣重熔浇注铸锭，成材率低，需要软化退火、球化退火、淬火、回火等多道热处理工序，成本高，不适于加工制造形状复杂的各类工具。
9.专利文件zl201210204255.0“一种降低高碳弹簧带钢脱碳层厚度的生产方法”采用控制加热温度和炉内气氛、单道次轧制压下率、冷速的方法控制2.5
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3.55mm弹簧钢脱碳层深度不超过0.02mm。这种方法不适用于更厚规格钢板，而且加热炉内气氛、温度分段控制精度要求高，操作困难。
10.上述现有技术提及的钢种及生产方法均未提及折弯性能，且都存在一定缺陷，不适于折弯且高表面硬度工具钢使用需求。


技术实现要素：

11.本发明的目的在于提供一种免退火折弯性能优异的低成本高表面硬度工具钢，针对现有工具钢表面脱碳氧化严重、夹杂物多、不适合折弯及热处理成本高的技术问题，本发明提供了一种高表面硬度、折弯性能优异的工具钢及其加工方法。采用本发明生产的工具钢，抗拉强度1000mpa以上，屈强比60％以下，无需深脱硫和退火，折弯性能优异；表面无晶界氧化层和脱碳层，无需热处理表面硬度53hrc以上，耐磨性优异，生产效率高，成本低。
12.为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：
13.免退火折弯性能优异的低成本高表面硬度工具钢，钢中化学成分按重量百分比为：c 0.4％～0.6％、si≤0.27％、mn 0.4％～1.5％、al≤0.06％、ca 0.0005％～0.05％、ba 0.001％～0.5％、mg 0.001％～0.5％、s/ca≥1、ca/mg≥0.1、ca/ba≥0.1、p≤0.020％、s 0.001％～0.06％，余量为fe和不可避免的杂质。
14.钢板表面晶界氧化层和脱碳层深度均为0mm，非金属夹杂不超过1.0级，抗拉强度1000mpa～1200mpa以上，屈强比60％以下，折弯成型性能优异，表面硬度53hrc以上，代替热处理钢。
15.以下详细阐述本发明的结构用钢各合金成分作用机理，其中百分符号％代表重量百分比：
16.c 0.40％～0.6％：c是钢中主要的固溶强化元素，且本发明中需足量的c提升强硬性，c含量若低于0.40％，很难保证钢板强硬性，另一方面c含量若高于0.6％，则热轧板强度过高，恶化钢的韧塑性，影响屈强比，成型性不好。因此，c含量要控制在0.40％～0.6％。
17.mn 0.40％～1.5％：mn价格相对便宜，是良好的脱氧剂和脱硫剂，是保证钢的强度和韧性的必要元素。锰和铁能无限固溶形成固溶体，提高硬度和强度，对塑性的影响相对较小。mn与s结合形成mns，避免晶界处形成fes而导致的热裂纹影响工具钢的热成形性。同时mn也是良好的脱氧剂。钢中mn含量低，不能满足高强度的要求，mn含量过高偏析严重，影响焊接性能和成型性，且增加生产成本，因此，综合考虑成本及性能要求等因素，mn含量应该控制在0.4％～1.5％。
18.si≤0.27％：si是钢中常见元素之一，在炼钢过程中用作还原剂和脱氧剂，固溶形态的si能提高屈服强度和韧脆转变温度，本发明为了抑制表面氧化脱碳，si尽量少，冶炼也
不用si脱氧。本发明中si含量高会促使刃具钢表面脱碳氧化，形成疏松的氧化层，氧化层中存在晶界氧化等微裂纹缺陷，严重影响表面硬度、折弯性能及疲劳性能。本发明si：si≤0.27％，成本低，且避免钢表面氧化脱碳，改善表面质量，提升折弯性能。
19.al≤0.06％：al用作炼钢时的脱氧定氮剂，细化晶粒，抑制钢的时效，改善钢在低温时的韧性，特别能降低钢的脆性转变温度；al还能提高钢的抗氧化性能，提高对硫化氢的抗腐蚀性。al含量超过0.06％，易与钢中氧形成大颗粒氧化物夹杂，影响疲劳性能。
20.ca 0.0005％～0.05％：ca脱氧，改善钢的耐蚀性、耐磨性、耐高温和低温性能；增加钢的冷镦性、防震性、硬度和接触持久强度。工具钢碳较高，钢水流动性差，夹杂物不易上浮，本发明加钙，改变非金属夹杂物的成分、数量和形态，加快钢水流动，促使夹杂物上浮充分，提高钢质纯净度，成品钢中各类非金属夹杂不超过1.0级，而且改善钢表面光洁度,消除组织的各向异性，改善抗氢致裂纹性能和抗层状撕裂性能，延长工具的使用寿命。本发明中添加钙进行氧化物变性处理并脱氧，加ca脱氧后，将ba的收得率提高到60％以上,mg的收得率提高到40％以上,有效提高ba和mg利用率。ca、ba、mg处理后该发明钢板的渗碳体片层间距0.15μm以下，抗拉强度1000mpa～1200mpa，钢板屈强比60％以下，弯心直径不小于钢板厚度情况下，0～180
°
冷弯不开裂。
21.ba 0.001％～0.5％，ca/ba≥0.1：钡元素提高钢的抗氧化性，提高高温强度。本发明中ba不仅有固溶强化作用，而且本发明利用ba、mg与c和s生成mg
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bac
m
、mg
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bas
m
等碳钡化物和硫钡化物。mg
‑
bac
m
是渗碳体形核质点，促使钢板形成大量细小渗碳体片，最后形成片间距≤0.15μm的细小屈氏体组织，抗拉强度1000mpa以上，屈强比60％以下，弯心直径不小于钢板厚度情况下，0～180
°
冷弯不开裂；钢板表面下形成的大量直径≤30nm mg
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bas
m
粒子相，弥散分布，体积约占50％～60％，使钢板表面硬度53hrc以上，抑制钢板表面氧化和脱碳。ba能改善钢的流动性，提升钢板表面光洁度。ba也使al2o3等大的氧化物夹杂变成细小分散的球状夹杂物，从而消除夹杂的危害性，提升折弯性能和疲劳性能。ca/ba≥0.1，才能保证ba的收得率60％以上，保证ba细化片层间距、粒化屈氏体的作用。本发明ba还能有效阻碍了工具钢内部碳偏析聚集，抑制石墨析出。ba和s在铸坯表面下形成的bas能抑制钢板表面氧化和脱碳，使钢板表面晶界氧化层和脱碳层深度均为0mm。
22.mg 0.001％～0.5％，ca/mg≥0.1：镁是十分活泼的金属元素，它与氧、氮、硫都有很强的亲和力。但由于镁太过活泼，冶炼时不易控制，极易与氧、氮等形成夹杂物，影响钢质纯净度。本发明采用自创的加al和ca脱氧后加ba和mg冶炼技术，利用ba、ca与mg共同作用生成bao
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cao
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mgo
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al2o3等复合夹杂，此类夹杂熔点低，在钢液中易凝固上浮排除，避免了连铸过程中的水口结瘤问题，减少钢液中夹杂含量，控制钢中夹杂物水平不超过1.0级。ca/mg≥0.1才能有足够的ca与mg形成bao
·
cao
·
mgo
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al2o3等复合夹杂，才能保证mg的收得率40％以上。另一方面，本发明利用ba、mg与c和s生成mg
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bac
m
、mg
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bas
m
等碳钡化物和硫钡化物。mg
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bac
m
是渗碳体形核质点，促使钢板形成大量细小渗碳体片，最后形成片间距≤0.15μm的细小屈氏体组织，提升强度，降低屈强比；钢板表面下形成的大量直径≤30nm mg
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bas
m
粒子相，弥散分布，体积约占50％～60％，使钢板表面硬度53hrc以上，抑制钢板表面氧化和脱碳，提升电镀和折弯性能。
23.p≤0.020％、s 0.002％～0.06％，s/ca≥1：一般认为p和s都是钢中不可避免的有害杂质，越低越好。但实际冶炼时不可能完全消除硫，而且控制含量越低，冶炼脱硫成本越
高。本发明在钢中同时加ca、ba、mg，并通过控制三者合理用量，s/ca≥1、ca/mg≥0.1、ca/ba≥0.1，使电磁搅拌后铸坯表面下较高含量的硫与三者生成细小均匀的mg
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bas
m
、ca
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bas
m
等硫钡化物。它们以直径不超过30nm的细粒形貌分布在钢表面下，提升表面硬度，抑制表面氧化和脱碳。本发明，s含量控制在0.002％～0.06％即可形成上述钢板表层组织形貌，满足表面高硬度且折弯性能优异的需求，同时节省了脱硫的生产成本。
24.免退火折弯性能优异的低成本高表面硬度工具钢的生产方法，方法包括：
25.1)冶炼工艺：
26.本发明的钢板由转炉冶炼、电炉精炼、浇注的连铸坯轧制而成，板坯厚度170mm～250mm；
27.a)采用al脱氧剂脱氧，精炼氧含量≤0.0020％以后加ca合金，至少5分钟后再沿中包壁加ba、mg合金；
28.b)中包吹氩时间5分钟～8分钟，确保夹杂物上浮充分，浇注过热度≤25℃；
29.连铸采用压下工艺和结晶器电磁搅拌；
30.c)结晶器电磁搅拌1分钟～3分钟，电流强度1000a以上，连铸拉速1.0m/min～1.4m/min，铸坯冷到900℃～1000℃压下，压下量10mm～30mm；
31.2)铸坯处理工艺：
32.a)铸坯下线堆垛扣罩余热缓冷24小时以上，铸坯轧制前采用步进式加热炉加热，要求铸坯入加热炉温度500℃以上；
33.b)加热炉采用还原性气氛，加热炉预热段温度500℃以上，加热段温度1200℃～1350℃，在炉总时间2～4小时；
34.3)轧制工艺：
35.包括粗轧、精轧和第三次轧制三个过程：粗轧、精轧和第三次轧制前均采用高压水除鳞，高压水压力不小于30mpa，保证钢板表面质量：
36.a)粗轧首道次≥50％的大压下率轧制，充分破碎铸坯粗大晶粒；
37.b)精轧采用至少6道次连轧方式，总压下率≥80％，首道次压下率≥30％，高温快轧，轧制速度≥25m/s,开轧温度1050℃～1150℃，结束温度900℃～980℃；
38.c)钢板粗轧和精轧后，进入层流冷却，急冷，冷速25℃/s～100℃/s，冷却到500℃～680℃入两立辊四水平辊轧机连续两道次轧制，上下压下率10％～30％，侧压压下率10％～30％；
39.4)冷却工艺：
40.钢板第三次轧制后急冷，冷速25℃/s～100℃/s，冷到470℃～550℃立即卷取，空冷。
41.三次轧制及层流急冷，卷后空冷后钢板内部得到片间距0.15μm以下的细小屈氏体组织，抗拉强度1000mpa～1200mpa，屈强比60％以下，弯心直径不小于钢板厚度情况下，0～180
°
冷弯不开裂；钢板表面下形成含50％～60％硫钡化物细小粒状相的粒化屈氏体层，此粒化屈氏体层深度不小于钢板厚度的10％，粒状相最大直径30nm，渗碳体片间距≤0.15μm，表面硬度53hrc以上，磨损率不超过25mg/km(磨销转速300r/min，载荷120n)，替代热处理钢；或者，无需退火，钢板470℃～550℃卷取后进缓冷坑，利用余热缓慢冷却到200℃以下，冷速小于5℃/h，室温组织为≥80％球化的细小索氏体，屈强比50％以下，弯心直径小于钢
板厚度情况下，0～180
°
冷弯不开裂；缓冷后钢板表面下粒化屈氏体层中粒子不分解，钢板硬度仍53hrc以上。
42.工具钢碳高，氧含量难控制，钢水流动性差，为提高钢水流动性，脱氧充分，先用al脱氧剂脱氧，氧含量≤0.0020％以后,加ca处理至少5分钟后再加ba和mg合金。本发明成分中ca、mg、ba均为活跃元素，冶炼时很难控制，加入顺序至关重要。加al脱氧后钢中会产生al2o3夹杂，如果炉衬耐火材料不良，还会生成mgo
·
al2o3夹杂，这些al的氧化物夹杂熔点较高，在钢中不易凝固上浮，一方面会降低钢水流动性，堵塞浇注水口，另一方面也会使钢中夹杂物增多，影响钢的折弯、疲劳性能。加al脱氧后再加ca处理，ca会打断原有长条状的al2o3和mgo
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al2o3夹杂，包裹在这些断续夹杂物外部，生成弥散分布的球状cao
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mgo
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al2o3或cao
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al2o3复合氧化物，细化球化夹杂，这些小颗粒钙铝酸盐复合夹杂物熔点低，在钢液中易凝固上浮排除，避免了连铸过程中的水口结瘤问题，减少钢液中夹杂含量，保证钢中夹杂物水平不超过1.0级。这此重合夹杂物的生成及上浮需要一段时间，因此ca处理至少5分钟钢水纯净后再加含ba、mg合金，此时钢水中存在的游离ca提高ba和mg的收得率分别达60％和40％以上。
43.ca、ba、mg均能使氧化物和硫化物夹杂变性，增加钢水流动性，提升夹杂上浮速度，中包吹氩时间5～8分钟，即可促使夹杂物变性处理后充分上浮，保证钢中各类非金属夹杂不超过1.0级的纯净度，而且较普通工具钢节省近一半时间，节能减耗，且提高生产率。
44.本发明冶炼后期沿中包壁加入的ba、mg能改善钢的流动性，在电磁搅拌离心力作用下ba、mg和s均匀扩散在中包内壁附近分布。电磁搅拌线圈采用纯碳材料，电流强度1000a以上，电磁搅拌1分钟～3分钟，ba、mg和s扩散能力强，同时控制连铸拉速1.0m/min～1.4m/min，连铸拉坯后铸坯表面下形成ba、mg和s含量高的表面层，该高合金含量表面层深度不小于铸坯厚的15％，且该表面层内ba、mg和s含量是铸坯心部含量5～10倍。在铸坯冷到900℃～1000℃时压下，压下量10mm～30mm，铸坯上下表面下高含量的ba、mg、s和c在外力形变能作用下反应生成bas、bac，他们是后期轧制过程生成mg
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bas
m
、mg
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bac
m
等硫钡化物和碳钡化物的形核质点。硫钡化物会钉扎在表面层晶界处，有效抑制表面氧化和脱碳，提高电镀合格率，同时提升表面硬度。碳钡化物是渗碳体的形核质点，促进形成片间距0.15μm以下细小屈氏体组织，提升强度和成型性。电流强度小于1000a，搅拌时间低于1分钟，ba、mg扩散不充分，不能保证铸坯表面下合金含量是心部合金量的5～10倍，也不能保证其深度不小于铸坯厚的15％，轧制后影响表面硬度。搅拌时间长于3分钟，合金元素扩散严重，铸坯表面易开裂。压下量小于10mm不能提供生成bas、bac的足够相变能，压下量大于30mm铸坯出裂纹。铸坯压下温度过低或过高，均不利于bas、bac生成。bac还能有效阻碍了工具钢内部碳偏析聚集，抑制石墨析出。铸坯表面下的bas能有效抑制表面氧化和脱碳。
45.铸坯下线后入缓冷坑缓冷24小时以上，避免合金含量相对较高的工具钢铸坯在应力作用下开裂，同时促进铸坯中bas、bac生成。bas作为硫钡化物的形核质点，硬化钢板表面；而bac作为碳钡化物形核质点，进一步促进生成大量渗碳体片，缩小片间距，提升强度和降屈强比。
46.铸坯轧制前采用步进式加热炉加热，铸坯入加热炉温度500℃以上，加热炉预热段温度500℃以上，防止加热段铸坯内外温差太大，产生内应力和热应力开裂；加热炉采用还原性气氛，阻抗铸坯表面氧化脱碳，确保钢板表面晶界氧化层和脱碳层深度均为0mm。加热
段加热温度1200℃～1350℃，在炉总时间2～4小时，保证铸坯加热均匀，均匀成分，减小偏析，提升折弯性能。
47.粗轧、精轧、第三次轧制前连续采用30mpa以上压力多道高压水除鳞，轧制速度≥25m/s,有助于清除破碎钢板表面氧化铁皮，确保表面无晶界氧化层和脱碳层，提升钢板表面质量和折弯性能，减少打磨量；粗轧采用首道次≥50％大压下率轧制，充分破碎铸坯表面一次氧化铁皮，同时破碎铸坯粗大柱状晶粒、促进形成细小奥氏体，为形成细小屈氏体做准备。
48.精轧采用至少6道次高温快轧，总压下率≥80％，首道次压下率≥30％，开轧温度1100℃～1150℃，结束温度900℃～980℃，轧制速度≥25m/s，有助于形成细小奥氏体晶粒，抑制表面二次氧化脱碳，提升折弯性能。
49.bas、bac非常容易长大成片状，影响钢的强韧性，但由于钢中加入了mg，在粗轧和精轧的高温大压下量轧制下，钢板内以bac为质点形成大量均匀细小mg
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bac
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、ca
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mg
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bac
m
等含镁碳钡化物，这些碳钡化物球形，抑制了bac长大。在后继冷却过程中，他们作为渗碳体质点促进形成大量渗碳体片，得到片间距0.15μm以下细小屈氏体组织，提升强度和成型性。
50.因为bas与mg生成mg
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bas
m
所需的相变能更多，粗轧和精轧后bas还不能转变，特别是钢表面下存在大量bas，他们很易长大影响强度和成型性。为这解决这个问题，钢板出精轧机后，还要进行第三次轧制。
51.钢板出精轧机后以25℃/s～100℃/s冷速急冷到500℃～680℃进行第三次轧制，压下率10％～30％，轧机采用四水平辊轧机，连续两道次轧制，且带侧压，侧压压下率10％～30％。钢表面下的硫化钡在粗轧、精轧和第三次轧制及急冷条件下与mg及ca生成大量mg
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bas
m
、ca
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mg
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bas
m
等硫钡化物。第三次轧制前冷速低于25℃/s，这些硫化钡容易长大；冷速高于100℃/s板形不好。第三次轧制温度高于680℃、立辊和侧辊压下率低于10％，形成含镁硫钡化物相变能不足；轧制温度低于500℃、压下率过高，轧制力大，轧机负荷过大，钢中储存能大，形成粒子长大，影响折弯性能。
52.上述细小碳化钡粒子作为渗碳体形核质点，在25℃/s～100℃/s冷速下形成大量细小渗碳体片，细化片间距，形成片间距0.15μm的屈氏体组织。25℃/s为该发明获得细小屈氏体组织的临界冷速，470℃～550℃为该发明细小屈氏体的形成温度区，所以，采用冷速25℃/s～100℃/s层冷急冷，470℃～550℃温度卷取的冷却工艺才能得到片间距0.15μm以下的细小屈氏体组织。同时，这个温度卷取上述三次轧制后钢板表面下形成的直径30nm以下含镁硫钡化物不再长大，有助于提升钢板硬度和表面质量，钢板表面光洁细密，无晶界氧化，无表面脱碳，折弯时不形成表面微裂纹。卷取温度低于470℃，冷速高于100℃/s会出贝氏体或马氏体脆硬相，钢板硬度过高，易开裂。卷取温度高于550℃，冷速小于25℃/s均会析出先析铁素体或先析渗碳体、粗大的片层状珠光体，强度低，且表面易二次氧化脱层，折弯易开裂。
53.因此，卷取、空冷后，钢板内形成渗碳体片间距≤0.15μm屈氏体组织，抗拉强度1000mpa以上，钢板屈强比60％以下，弯心直径不小于钢板厚度情况下，0～180
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冷弯不开裂；钢板表面下形成含50％～60％硫钡化物细小粒状相的粒化屈氏体层，此粒化屈氏体层深度不小于钢板厚度的10％，粒状相直径不超过30nm，屈氏体渗碳体片间距≤0.15μm，表面脱碳和氧化深度为0,表面硬度53hrc以上，磨损率不超过25mg/km(磨销转速300r/min，载荷
120n)，替代热处理钢。
54.对于要求弯心直径小于钢板厚度折弯性能的，钢卷470～550℃卷取后进缓冷坑，利用余热缓慢冷却到200℃以下，冷速小于5℃/h，得到室温组织为≥80％的球化细小索氏体，屈强比50％以下，弯心直径小于钢板厚度情况下，0～180
°
冷弯不开裂。而且表面下硫钡化物不分解，保持表面硬度仍53hrc以上。缓冷冷速过快，球化率低，钢板折弯性能差。
55.与现有技术相比，本发明的有益效果是：
56.1)该发明采用高c高s添加ca、ba、mg的成分设计，经过连铸电磁搅拌、压下、三次轧制、急冷，钢板表面下形成含50％～60％硫钡化物细小粒状相的粒化屈氏体层，此粒化屈氏体层深度不小于钢板厚度的10％，渗碳体片间距≤0.15μm，粒状相最大直径30nm，表面氧化和脱碳深度为0mm，提升表面硬度到53hrc以上，磨损率不超过25mg/km(磨销转速300r/min，载荷120n)，替代热处理钢；
57.2)钢板内部为渗碳体片间距≤0.15μm的细小屈氏体组织，抗拉强度1000mpa～1200mpa，钢板屈强比60％以下，弯心直径不小于钢板厚度情况下，0～180
°
冷弯不开裂；
58.3)利用余热缓冷处理后，组织为80％以上球化的索氏体，屈强比50％以下，弯心直径小于钢板厚度情况下，0～180
°
冷弯不裂；
59.4)余热处理后钢板表面下硬化粒子相不分解，表面硬度仍53hrc以上；
60.5)无需退火折弯性能优异，无需热处理表面硬度高，比热处理钢强韧性匹配好，替代热处理钢，且无需脱硫，成本低；
61.6)用al脱氧，ca处理夹杂物变形，各类非金属夹杂不超过1.0级；
62.7)ba和mg收得率分别高达60％和40％以上。
附图说明
63.图1是本发明实施例3热轧钢板表层具有含硫钡化物粒状相且渗碳体片间距0.15μm以下的细小屈氏体的组织形貌图(10μm，1000倍)。
64.图2是本发明实施例3余热缓冷处理后具有90％球化索氏体的组织形貌图(10μm，1000倍)。
65.图3是对比例2常规热轧工具钢组织形貌图(20μm，500倍)。
具体实施方式
66.通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。
67.实施例钢中化学成分见表1；热轧带钢生产工艺见表2和表3；对每个实施例的热轧钢卷分别进行空冷和余热缓冷两种冷却工艺，其成品钢板性能见表4。
68.表1：化学成分，％
69.编号csimnpalssmgcabaca/mgca/bas/ca10.450.120.90.0150.020.050.50.050.50.100.101.0020.490.11.420.0040.0350.0090.020.0020.0120.100.174.5030.480.160.910.0080.0120.020.080.010.090.130.112.0040.50.050.650.010.0320.0080.050.0050.0320.100.161.60
50.550.140.80.0120.0250.040.040.040.41.000.101.0060.580.050.750.0140.0560.0040.0030.00060.0050.200.126.6770.520.210.880.0130.0230.0080.020.0030.0070.150.432.6780.570.171.320.0140.0280.040.0060.0090.051.500.184.4490.420.050.990.0120.0350.060.20.030.20.150.152.00100.450.061.180.010.0450.0090.040.0070.070.180.101.29110.60.090.50.0080.0350.030.030.0250.0060.834.171.20120.580.131.320.0130.0360.050.0020.0080.0164.000.506.25130.530.081.380.0130.0460.0070.0050.00080.0070.160.118.75140.50.250.920.0140.0590.050.30.050.30.170.171.00150.460.030.590.0120.0360.050.40.040.250.100.161.25160.490.080.680.010.0270.010.060.0060.030.100.201.67170.560.150.80.0150.0420.030.010.010.0091.001.113.00180.450.071.320.0040.0360.010.0040.00090.0020.230.4511.11对比例10.530.280.60.012
‑
0.001
‑‑‑‑‑‑
对比例20.830.20.620.01
‑
0.002
‑‑‑‑‑‑
70.表2：热轧带钢冶炼生产工艺
[0071][0072][0073]
表3：轧制和冷却生产工艺
[0074][0075]
表4：热轧钢卷性能及余热缓冷工艺和缓冷性能
[0076][0077]