汽车用冷轧换挡拨叉钢构件及生产方法
阅读：1232发布：2021-02-21
专利汇可以提供汽车用冷轧换挡拨叉钢构件及生产方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种 汽车 用 冷轧 换挡拨叉 钢 构件及生产方法，其特征在于：钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.20～0.35％，Si：0.10～0.35％，Mn：0.50～1.50％，Cr：0.40～1.50％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Ni：0.40～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.015～0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质，本发明通过合适的 热轧 、冷轧、罩式 退火 获得优良的精密冲裁性能，然后对换挡拨叉部位进行淬火回火，大大其提高工作部位硬度，提高其使用寿命。，下面是汽车用冷轧换挡拨叉钢构件及生产方法专利的具体信息内容。
1.一种汽车用冷轧换挡拨叉钢构件，其特征在于：所述钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.20～0.35％，Si：0.10～0.35％，Mn：0.50～1.50％，Cr：0.40～1.50％，Ca：
0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Ni：0.40～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：
0.015～0.040％，Ti：0.015～0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质；
所述钢构件的生产方法包括以下步骤：
1)冶炼并连铸成坯；
2)对铸坯进行缓冷，缓冷时间不低于72个小时；
3)对铸坯加热，加热温度控制在1200～1280℃，在炉时间在300～400min；
4)进行高压水除鳞；
5)进行热轧：控制粗轧结束温度在1100±50℃，压下率不低于65％；控制精轧终轧温度在T1+20℃～T1+60℃范围内,压下率不低于60％；
6)采用前端冷却，冷却速度控制为40℃/s～100℃/s，控制终止冷却时的温度为T2-150℃～T2-50℃；
7)进行卷取，卷取温度为530℃～600℃；此时金相组织为：贝氏体和体积分数5％以下的先共析铁素体，带状组织级别≤1.5；
8)空冷至室温后进行酸洗和表面脱脂，进行40％～60％压下率的冷轧；
9)经过冷轧后的钢卷，在具有保护气氛的罩式炉内进行球化退火，具体步骤为：先加热至T2-70℃～T2-40℃，然后保温时间为m×1h，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温，其中m为单个钢卷的质量，单位以吨计；
10)将退火后的钢板在线精密冲裁成换挡拨叉钢构件，然后进行高频感应淬火和回火，淬火和回火工艺为：以0.2℃/s～100℃/s加热速率加热至T1+50℃～T1+100℃，保温10min～15min后水冷至T3温度以下，然后在200℃～350℃回火20min后空冷；
在上述步骤中，T1、T2、T3的单位为℃，分别由以下三个公式计算得到：
T2＝723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni；
T3＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr；
上述三个公式中，C、Mn、Cr、Si、Ni表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。
2.根据权利要求1所述的汽车用冷轧换挡拨叉钢构件，其特征在于：所述钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.20～0.30％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.70～1.50％，Cr：
0.60～1.30％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Ni：0.70～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.030％，Ti：0.015～0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
3.根据权利要求1所述的汽车用冷轧换挡拨叉钢构件，其特征在于：所述钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.25～0.35％，Si：0.25～0.35％，Mn：1.20～1.40％，Cr：
0.90～1.50％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Ni：0.40～0.90％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.030～0.040％，Ti：0.015～0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
汽车用冷轧换挡拨叉钢构件及生产方法
技术领域
[0001] 本发明涉及汽车零部件用钢技术领域，具体涉及一种汽车用冷轧换挡拨叉钢构件及生产方法。
背景技术
[0002] 现代汽车离合器分离拨叉、换挡拨叉要求具有复杂形状、局部高频淬火后表面硬度高、基体强韧性好的特点。传统的生产换挡拨叉方法主要有：(1)浇注毛坯→锻造成型→正火→冷成型→机加工→局部高频淬火→回火→清洗。(2)铸造钢基→表面涂覆合金变质处理→精加工→表面热处理淬火回火。此类方法生产效率低，成本较高、产品质量不稳定。
[0003] 而采用高精度热轧或冷轧钢带采用冲裁方法制造汽车离合器分离拨叉，则具有批量生产效率高、成本低，产品质量稳定的优点。在制造复杂汽车零件的方法中，精密冲裁与普通冲裁加切削加工相比，明显缩短了工艺流程，提高了加工精度，但精密冲裁与普通冲裁不同，模具与材料间的间隙极小、几乎为零，因此精密冲裁加工精度高，但精密冲裁对钢带成形性和强度要求很严格，要求加工面的剪切面积达95％以上，同时尺寸精度好，精密冲裁用钢带要求抗拉强度：350MPa～650MPa，延伸率≥22％。进一步的，如果用来制造换挡拨叉还要求，钢带表面或局部经高频淬火后表面硬度HRC≥48，同时基体经退火后，屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥550MPa，延伸率≥22％，整体调质硬度23～35HRC。
[0004] 针对以上的要求，中国专利CN 201410651313.3公布了一种具有良好延伸凸缘性高强度热轧带钢及其生产方法，其专利成分(重量％)为C：0.03％～0.05％、Si：0.01％～0.50％、Mn：0.40％～1.0％、P：≤0.015％、S≤0.005％，N：≤0.006％，Als：0.030％～
0.100％，Ti：0.10％～0.25％，B：0.0010％～0.0035％；用CSP生产步骤：冶炼并连铸成坯；
对连铸坯加热；轧制；层流冷却；卷取：自然冷却至室温；进行精整。本发明不仅抗拉强度≥
780MPa，且金相组织为95％～100％铁素体，延伸率≥15％，扩孔率≥80％，能满足成型复杂的汽车零部件的生产。
0.100％，Ti：0.10％～0.25％，B：0.0010％～0.0035％；用CSP生产步骤：冶炼并连铸成坯；
对连铸坯加热；轧制；层流冷却；卷取：自然冷却至室温；进行精整。本发明不仅抗拉强度≥
780MPa，且金相组织为95％～100％铁素体，延伸率≥15％，扩孔率≥80％，能满足成型复杂的汽车零部件的生产。
[0005] 然而专利文献1所述的材料难以满足换挡拨叉所需的表面硬度，换挡拨叉拨齿处需经过高频淬火和回火后得到HRC≥48的要求，该材料主要靠细小铁素体晶粒强化提供高强度，但并不能提供高表面硬度，同时表面一旦经过淬火回火热处理之后晶粒必然增大，强度下降。
发明内容
[0006] 本发明的目的，在于克服上述不足，提供一种汽车用冷轧换挡拨叉钢构件及生产方法，通过成分设计配合控轧控冷获得适宜冷轧的热轧钢板，经过大压下量冷轧及球化退火热处理，获得各向性能组织均匀的，球化率高适宜精密冲裁的高精度尺寸的冷轧钢带，使其经在线精密冲裁成换挡拨叉钢构件，最后对拨齿处进行高频淬火和回火，显著提高换挡拨叉钢构件工作处表面硬度。
[0007] 为实现上述目的，本发明提供一种汽车用冷轧换挡拨叉钢构件，其特殊之处在于：所述钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.20～0.35％，Si：0.10～0.35％，Mn：
0.50～1.50％，Cr：0.40～1.50％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Ni：0.40～
1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.015～0.030％，P≤0.015，S≤
0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
0.50～1.50％，Cr：0.40～1.50％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～0.005％，Ni：0.40～
1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.015～0.030％，P≤0.015，S≤
0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
[0008] 优选地，所述钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.20～0.30％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.70～1.50％，Cr：0.60～1.30％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～
0.005％，Ni：0.70～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.030％，Ti：0.015～
0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
0.005％，Ni：0.70～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.030％，Ti：0.015～
0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
[0009] 优选地，所述钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.25～0.35％，Si：0.25～0.35％，Mn：1.20～1.40％，Cr：0.90～1.50％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～
0.005％，Ni：0.40～0.90％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.030～0.040％，Ti：0.015～
0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
0.005％，Ni：0.40～0.90％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.030～0.040％，Ti：0.015～
0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
[0010] 另外，本发明提供上述汽车用冷轧换挡拨叉钢构件的生产方法，其特殊之处在于：包括以下步骤：
[0011] 1)冶炼并连铸成坯；
[0012] 2)对铸坯进行缓冷，缓冷时间不低于72个小时；
[0013] 3)对铸坯加热，加热温度控制在1200～1280℃，在炉时间在300～400min；
[0014] 4)进行高压水除鳞；
[0015] 5)进行热轧：控制粗轧结束温度在1100±50℃，压下率不低于65％；控制精轧终轧温度在T1+20℃～T1+60℃范围内,压下率不低于60％；
[0016] 6)采用前端冷却，冷却速度控制为40℃/s～100℃/s，控制终止冷却时的温度为T2-150℃～T2-50℃；
[0017] 7)进行卷取，卷取温度为530℃～600℃；此时金相组织为：贝氏体和体积分数5％以下的先共析铁素体，带状组织级别≤1.5；
[0019] 9)经过冷轧后的钢卷，在具有保护气氛的罩式炉内进行球化退火，具体步骤为：先加热至T2-70℃～T2-40℃，然后保温时间为m×1h，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温，其中m为单个钢卷的质量，单位以吨计；
[0020] 10)将退火后的钢板在线精密冲裁成换挡拨叉钢构件，然后进行高频感应淬火和回火，淬火和回火工艺为：以0.2℃/s～100℃/s加热速率加热至T1+50℃～T1+100℃，保温10min～15min后水冷至T3温度以下，然后在200℃～350℃回火20min后空冷；
[0021] 在上述步骤中，T1、T2、T3的单位为℃，分别由以下三个公式计算得到：
[0022]
[0023] T2＝723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni；
[0024] T3＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr；
[0025] 上述三个公式中，C、Mn、Cr、Si、Ni表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。
[0027] C：含量控制在0.20％～0.35％范围内。碳能显著的提高钢板强度和表面硬度，使其经过淬火和回火后得到强韧性俱佳的回火马氏体组织，但碳含量＞0.35％时，经热轧之后的钢带，强度偏高，降低了后续的冷轧加工性，同时作为换挡拨叉用钢，最终需要对钢构件之间进行焊接，含碳量过高容易导致出现焊后裂纹，因此碳选择为0.20％～0.35％。
[0028] Si：含量控制在0.10％～0.35％范围内。硅作为脱氧剂能够在冶炼时有效去除钢中的氧，同时钢中添加少量的硅元素有利于提高铁素体基体的强度，但硅含量的提高会导致钢的表面生成氧化铁皮，以及延伸率的降低，对于热轧后续需要大压下冷轧的材料，硅含量添加不宜过高，因此硅含量选择为0.10％～0.35％。
[0029] Mn：含量控制在0.50％～1.50％。锰是提高钢板淬透性和耐磨性的重要元素，扩大奥氏体相区，可适当降低球化退火温度，但是过高的锰会明显提高材料的冷裂纹敏感性，提高焊接的难度，因此锰选择为0.50％～1.50％。
[0030] Cr：含量控制在0.40％～1.50％。铬是提高钢板淬透性和耐磨性的重要元素，通过在500～600℃保温时与碳形成Cr23C6碳化物，保证钢经过低温退火后，基体强度保持较高水平，但过高的铬会明显提高材料的冷裂纹敏感性，降低材料的冷成型性能，因此铬选择为0.40％～1.50％。
[0031] Ca：含量控制在0.0030％～0.0070％。微量的钙使硫化物夹杂球化，提高钢带韧性，同时微量的钙促进碳的晶界偏聚，使先共析铁素体在奥氏体晶界较难形核，从而起到抑制先共析铁素体的作用。
[0032] Als：含量控制在0.015％～0.030％。铝是有效的脱氧元素，而且还发挥着通过使钢板的显微组织细化而带来的母材韧性提高效果，铝含量要在0.030％以上，但铝含量过高易于氧形成颗粒较大的尖角不规则形状的Al2O3，使母材韧性恶化。
[0033] B：含量控制在0.0008％～0.005％的范围。硼易偏析于奥氏体晶界上，微量即可显著改善淬火性元素，为了改善淬火性，需要0.0008％以上的含量，另一方面含量超过0.005％，效果已饱和，无法继续改善淬火性，相反生成硼相从而恶化钢板延伸等性能。
[0034] Ni：含量控制在0.40％～1.10％的范围。镍元素能够促进钢中螺位错的交滑移，从而提高钢板的塑性和低温韧性，有利于钢板进行大压下量的冷轧，同时镍元素为提高钢淬透性元素，有利于对拨齿进行高频淬火时形成马氏体，但钢中添加过多的镍元素后对韧塑性的提高有限，同时表面也容易形成难以去除的氧化铁皮，降低表面质量，镍元素也是贵金属合金，添加过多提高成本。
[0035] Nb：含量控制在0.015％～0.040％。铌元素是显著提高奥氏体动态再结晶温度的元素，同时也是有效的细化晶粒的元素，微量的铌结合大压下量的轧制能有效的细化奥氏体晶粒，从而提高钢材强度，有利于退火后钢材硬质相均匀分布，但铌元素添加过多会使钢种生成的硬质第二相的颗粒增大，不利于大压下量的冷轧，因此限定铌元素含量为0.015％～0.040％。
[0036] Ti：含量控制在0.015％～0.030％。钛元素与氮元素形成稳定的TiN，有利于细化奥氏体晶粒作用，同时钛元素有先与钢中氮元素结合，避免该钢中的硼元素与氮元素结合形成BN，而失去提高淬透性作用，但当钛元素添加过多，会导致钢中出现较大的钛的氮化物和碳化物颗粒，从而降低其冷成型性能。因此钢中添加钛元素含量为0.015％～0.030％。
[0037] 在上述技术方案中，T1、T2、T3的计算公式首先如下：
[0038]
[0039] T2＝723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni+50V+40Mo；
[0040] T3＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo；
[0041] 由于本发明中钢材的化学成分中没有Mo、V，因此上述三个公式可以简化为：
[0042]
[0043] T2＝723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni；
[0044] T3＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr；
[0045] 上述三个公式中，C、Mn、Cr、Si、Ni表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。
[0046] 在上述技术方案中，本发明精轧控制终轧温度控制在T1+20℃～T1+60℃，压下率不低于60％。原因为：控制精轧时温度在奥氏体非再结晶温度以下(γ非再结晶区域轧制)，获得含位错和变形带的加工硬化状态的γ组织，有利于随后γ向α转变过程中，为铁素体相变或珠光体相变提供形核位置。钢中添加了Nb、Ti等的碳氮化物钉扎作用抑制了γ的回复，若温度太低则提高最终钢带的强度，对于合金结构钢降低了其后续可加工性。
[0047] 本发明采取前端冷却，冷却速度控制为40℃/s～100℃/s，控制终止冷却时的温度为T2-150℃～T2-50℃，卷取温度：530℃～600℃。原因为：主要是通过前端冷却抑制γ向α相变过程中，在形变带附近生成大量带状的铁素体组织，通过超快冷抑制铁素体相的生成，最大程度减轻铁素体相的带状偏析。卷取温度控制在530℃～600℃，使钢中热轧态组织以贝氏体组织为主，而基本不含有铁素体组织。若卷取温度态高，钢卷心部在相变潜热的作用下，形成退化的珠光体组织，该种组织不利于后续的球化珠光体的形成。若卷取温度过低，可能导致钢卷头、尾出现马氏体组织，导致冷成型性能降低。
[0048] 本发明进行40％～60％压下率的冷轧，一方面可进一步提高板形，提高精度，另一方面可以尽量使钢带全厚度范围内组织均匀，形成更多变形带和位错，为后续球化退火创造有利条件。若冷轧压下率进一步增大，可能导致断带等问题；若压下率过低，则不能保证轧制透入钢带心部，最终导致成品心部与表面组织差异。
[0049] 本发明在冷轧后进行罩式退火，加热至T2-70℃～T2-40℃，保温时间为m×1h(其中m为单个钢卷的质量，单位以吨计)，随炉缓冷至550℃以下。此步骤为形成球化组织的关键步骤，由于经过合适的热轧组织控制和大压下量的冷轧，为组织中形成球状碳化物创造了最佳条件，因此退火可以在较低温度下进行，从而保证经退火后仍保证较高强度，同时钢中碳化物颗粒细小均匀分布，有利于精冲。若退火温度过高，导致表面脱碳严重，强度过低，导致拨叉基体的强度降低。
[0050] 本发明对退火后的毛坯淬火回火处理后进行表面硬度检验，以保证钢板局部经高频感应淬火回火后表面硬度HRC≥48。具体方法为：对退火后钢板以0.2℃/s～100℃/s加热速率加热至T1+50℃～T1+100℃，保温10min～15min后，水冷至T3温度以下，然后再200℃～350℃回火20min后空冷。目的是为了使拨叉局部获得回火马氏体组织，提高表面硬度和耐磨性同时获得最佳韧性。若加热温度过高，保温时间过长，会导致晶粒粗大，出现过烧组织，韧性下降；若回火温度过高，会使钢进入第二脆性区，使得韧性下降。
[0051] 有益效果：
[0052] (1)本发明生产的汽车用冷轧换挡拨叉钢构件，添加了一定的C、Si、Mn、Cr、B、Ni等元素，通过合适的热轧、冷轧、罩式退火使钢材获得优良的精密冲裁性能，然后将钢材冲裁成换挡拨叉钢构件后，对其进行淬火回火，大大提高工作部位硬度，提高其使用寿命，并且加工过程连续，生产效率高，成本低，不需要进行表面涂覆和表面特殊渗氮、渗碳等处理。
[0053] (2)添加Ca作为合金化元素一方面改善硫化物夹杂，更重要的是Ca促进C向晶界偏析，辅以一定的前端冷却手段，从而较好的抑制了先共析铁素体。
[0054] (3)添加Ni元素，促进钢中螺位错的交滑移，从而提高钢板的塑性和低温韧性，有利于钢板进行大压下量的冷轧，同时镍元素为提高钢淬透性元素，有利于对拨齿进行高频淬火时形成马氏体。
[0055] (4)采用B、Ti微量复合添加，显著提高了材料的淬透性，经淬火回火后拨齿部位获得优异强韧性，显著提高寿命。
[0056] (5)由于对热轧过程的控制，使热轧态组织为贝氏体，随后以较大的冷轧压下，使整个钢带厚度截面上组织分布更加均匀，同时增大位错密度及变形带，为后续球化退火过程中形成细小、弥散的球状碳化物提供有利条件，通过较低温度球化退火，获得具优良精冲性和淬透性的拨叉毛坯，随后进行局部高频淬火和回火获得成品。本发明冷轧换挡拨叉钢构件的综合性能稳定，屈服强度ReL≥450MPa，抗拉强度Rm≥600MPa，延伸率≥25％，经淬火回火后硬度HRC≥50HRC。
[0057] (6)本发明生产中的钢组织特征为：热轧态为贝氏体，退火态铁素体晶粒内碳化物的平均粒径为0.3～1.5μm的组织，碳化物球化率为90％以上的显微组织，经淬火回火后获得回火马氏体组织。附图说明
[0058] 图1为本发明实施例6热轧态典型组织图；
[0059] 图2为本发明实施例6球化退火后典型组织图；
[0060] 图3为本发明实施例6淬火回火后典型组织图。
具体实施方式
[0061] 下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步的详细描述：
[0062] 化学成分设计：钢构件的钢材化学成分及重量百分含量为：C：0.20～0.35％，Si：0.10～0.35％，Mn：0.50～1.50％，Cr：0.40～1.50％，Ca：0.0030～0.0070％，B：0.0008～
0.005％，Ni：0.40～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.015～
0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
0.005％，Ni：0.40～1.10％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.015～0.040％，Ti：0.015～
0.030％，P≤0.015，S≤0.008，其余为Fe和不可避免杂质。
[0063] 工艺流程如下：
[0064] 1)冶炼并连铸成坯；
[0065] 2)对铸坯进行缓冷，缓冷时间不低于72个小时；
[0066] 3)对铸坯加热，加热温度控制在1200～1280℃，在炉时间在300～400min；
[0067] 4)进行高压水除鳞；
[0068] 5)进行热轧：控制粗轧结束温度在1100±50℃，压下率不低于65％；控制精轧终轧温度在T1+20℃～T1+60℃范围内,压下率不低于60％；
[0069] 6)采用前端冷却，冷却速度控制为40℃/s～100℃/s，控制终止冷却时的温度为T2-150℃～T2-50℃；
[0070] 7)进行卷取，卷取温度为530℃～600℃；此时金相组织为：贝氏体和体积分数5％以下的先共析铁素体，带状组织级别≤1.5；
[0071] 8)空冷至室温后进行酸洗和表面脱脂，进行40％～60％压下率的冷轧；
[0072] 9)经过冷轧后的钢卷，在具有保护气氛的罩式炉内进行球化退火，具体步骤为：先加热至T2-70℃～T2-40℃，然后保温时间为m×1h，随炉缓冷至550℃以下，出炉空冷至室温，其中m为单个钢卷的质量，单位以吨计；
[0073] 10)将退火后的钢板在线精密冲裁成换挡拨叉钢构件，然后进行高频感应淬火和回火，淬火和回火工艺为：以0.2℃/s～100℃/s加热速率加热至T1+50℃～T1+100℃，保温10min～15min后水冷至T3温度以下，然后在200℃～350℃回火20min后空冷；
[0074] 在上述步骤中，T1、T2、T3的单位为℃，分别由以下三个公式计算得到：
[0075]
[0076] T2＝723+25Si-7Mn+15Cr-15Ni；
[0077] T3＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr；
[0078] 上述三个公式中，C、Mn、Cr、Si、Ni表示这些元素各自所占的wt％(重量百分含量)中wt的取值。
[0079] 各实施例按上述化学成分设计要求及工艺流程冶炼220～250mm厚板坯。从退火后钢板上取横向试样进行横向板状拉伸试验，检验屈服强度、抗拉强度、延伸率；从退火后钢板上取100mm×100mm的试验片使用100吨的油压机在间隙(板厚1％)，加工力为8.5吨，有润滑的条件下冲裁处20mm×80mm的钢坯，将冲裁端面为95％以上剪切面，且端面上没有裂纹的情况评价为√，将此外的情况评价为×；对退火后钢板冲裁成换挡拨叉钢构件，然后进行高频感应淬火和回火后，检测换挡拨叉钢构件表面硬度HRC。具体化学成分设计及实验结果见下表1、表2、表3。
[0080] 表1本发明各实施例及对比例的取值列表(单位：wt％)
[0081]
[0082] 表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数及结果列表
[0083]
[0084] 表3本发明各实施例结果列表
[0085]
[0086] 从上表中可以看出，在球化退火条件下，本发明钢构件使用的钢材具有优良精密冲裁性，退火后屈服强度≥450MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥25％，进行淬火回火后HRC≥50。而对比例1由于碳含量过低，虽然冲裁性能满足要求，但退火后钢基体屈服强度和抗拉强度均太低，并且淬火回火后硬度不足HRC50。对比例2由于Ni含量不足，热轧态钢带冷轧性能下降，经酸洗脱脂后，冷轧出现边裂，并且由于Ni含量不足，淬透性下降，钢带硬度偏低。对比例3由于轧后冷速不够，钢中出现了带状的先共析铁素体，导致退火后钢带心部组织球化率较低，精冲时试验不过关。对比例4由于轧后退火温度过高，球状碳化物颗粒过大，表面脱碳严重，精冲性能下降，通过淬火回火后表面硬度也达不到要求。对比例5由于轧后冷速过快，终冷温度和卷取温度都较低，钢中出现了马氏体组织，导致冷轧时出现边裂。对比例6由于精轧终轧温度过高，导致局部晶粒粗大，经退火后钢中出现混晶，导致精冲时出现裂纹而不合格。
[0087] 图1、图2、图3分别为为本发明实施例6的热轧态典型组织图、球化退火后典型组织图和淬火回火后典型组织图，表明获得所需要的目标组织，达到要求。
[0088] 上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。
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