CN102471851B - 具有优异韧性的非热处理轧钢和拉制线材及二者的制备方法 - Google Patents

具有优异韧性的非热处理轧钢和拉制线材及二者的制备方法 Download PDF

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Abstract

提供了一种具有优异韧性的轧钢和通过拉制该轧钢制得的拉制线材以及二者的制备方法，其中即使省去加热步骤，钢的韧性也可通过控制组分中Mn的含量以及冷却条件并阻止C扩散以获得轧钢内部结构中的退化珠光体结构而提高。本发明的轧钢包括C：0.15％～0.30％，Si：0.1％～0.2％，Mn：1.8％～3.0％，P：0.035％或更少，S：0.040％或更少，余量的铁和其它不可避免的杂质，以上均按重量百分数计，其中轧钢的微观结构是由铁素体和含有厚度为150nm或更小的渗碳体的珠光体组成。

Description

具有优异韧性的非热处理轧钢和拉制线材及二者的制备方法
技术领域
本发明涉及用作结构钢的一种轧钢和一种拉制钢线材(drawn wirerod)，更具体地而言涉及具有优异韧性的一种轧钢和一种拉制钢线材，其中即使省去加热步骤，通过控制锰含量及其冷却条件也可在所述轧钢和拉制钢线材的微观结构中获得退化珠光体结构。另外，本发明涉及一种制备该轧钢和该拉制钢线材的方法。
背景技术
大部分的结构钢都是通过在热加工之后再加热、淬火、回火以增加韧性和强度而获得的淬火和回火钢。相反，非热处理钢是在热加工之后没有经历热处理的钢，即，可以获得一种与待加热(热处理)材料性质的韧性和强度相似的钢。没有经过热处理而可使用的钢可以称作是非热处理钢，也可以称作微合金化钢，其中材料性质是通过添加一种极少量的合金而获得。在下文中，具有以上所提及性质的钢被称作本发明中的非热处理钢。
一般而言，线材是使用下述步骤生产的成品。线材的成品可以按以下步骤顺序生产：轧制棒→冷拉→球化热处理→冷拉→冷锻→淬火及回火→产品。然而，非热处理钢是按照下述步骤顺序生产：热轧制棒→冷拉→冷锻→产品。因此，非热处理钢可不经热处理工序而作为经济型产品生产。同时，不进行最终的淬火和回火步骤。因此，由于非热处理钢不产生热挠度(即，加热中产生的缺陷)而导致保持线性，其已用于很多产品中。
然而，在步骤进行时，产品强度进一步增加但其韧性持续降低，因为省去了热处理工序且持续进行冷加工。因此，国内外线材生产商一直关注于已改进非热处理钢韧性的具有优异韧性的非热处理钢的制备技术。制备非热处理钢的方法是：通过使用沉淀物而精炼钢晶粒的方法，通过添加合金元素而获得复合微观结构的方法等。
日本专利公开的公布文本NO.1995-054040公开了一种通过以下步骤而提供具有拉伸强度为750MPa～950MPa的非热处理钢线材的方法：热轧合金钢，该合金的组成为：C：0.1％～0.2％，Si：0.05％～0.5％，Mn：1.0％～2.0％，Cr：0.05％～0.3％，Mo：0.1％或更少，V：0.05％～0.2％，Nb：0.005％～0.03％，以及余量的铁，以上按重量百分数计；在冷却步骤中在60秒内将该合金钢冷却至800～600℃，并在450～600℃下加热，或者在600～450℃之间的温度下持续保持至少20分钟后将该合金钢冷却，然后冷加工。然而，产品通过称作控制轧制的工序而热轧，并且在以上所述的方法中加入昂贵的组分如Cr、Mo、V等，使得其在使用时不经济。
另外，日本专利公开的公布文本NO.1998-008209涉及在热处理后具有优异强度和优异冷成形性的非热处理钢及其制备方法，和一种通过使用非热处理钢而制备锻造元件的方法，还涉及具有优异冷成形性的非热处理钢，其中铁素体相的体积为至少40％，其硬度为90HRB或更低，用于含有可控含量的C、Si、Mn、Cr、V、P、O、S、Te、Pb、Bi和Ca的钢。具体而言，该文献涉及一种在热轧至精加工温度中的800～950℃后立即以每分钟120℃或更小的冷却速率连续冷却至Al点或更低温度的方法，一种在800～950℃下加热至少10分钟后将热轧钢材在空气中冷却的方法，以及一种通过冷加工或在600℃或更低温度下的温加工而制备一种硬度为20～35HRB的结构元件、制备预制件、并在1000℃～1250℃下热锻该预制件后在空气中冷却的方法。然而，该技术限于含有不常用元素的并且不适用于冷锻的特定钢。
另外，日本专利公开的公布文本NO.2006-118014提供一种适于用作螺栓等的表面渗碳钢的制备方法，其在热处理之后抑制晶粒粗化，即使冷成形性优异并且进行扩展线高速率切割加工。上述方法使用包括以下组分的钢材料：C：0.10％～0.25％，Si：0.5％或更少(除了0％以外)，Mn：0.3％～1.0％，P：0.03％或更少(除了0％以外)，S：0.03％或更少(除了0％以外)，Cr：0.3％～1.5％，Al：0.02％～0.1％，N：0.005％～0.02％，余量的铁和其它不可避免的杂质，以上均按重量百分数计；并且制备具有优异韧性的非热处理线材的方法是通过以下步骤实现的：在700℃～850℃下进行热精轧或热精锻，然后以0.5℃/秒或更低的冷却速率冷却至最高达600℃，并且通过冷却至室温而抑制扩展线切割速率低于20％。以上所提及的工艺由于使用昂贵的Cr而不经济。
发明内容
技术问题
本发明的一个方面提供了一种轧钢、一种拉制线材和一种用于制备二者的方法；更具体而言，一种具有优异韧性的轧钢和一种具有优异韧性的拉制线材和一种用于制备二者的方法，其是通过控制组分中Mn的含量及其冷却条件(即使省去加热步骤)以抑制碳扩散而在轧钢中获得退化珠光体结构来实现的。
技术方案
根据本发明的一个实施方案，提供了一种具有优异韧性的非热处理钢，其含有：C：0.15％～0.30％，Si：0.1％～0.2％，Mn：1.8％～3.0％，P：0.035％或更少，S：0.040％或更少，余量的铁和其它不可避免的杂质，以上均按重量百分数计，其中其微观结构由一种珠光体和铁素体组成。
轧钢的微观结构优选由40％～60％的珠光体和余量的铁素体组成。
珠光体优选包括厚度为150nm或更小的渗碳体。
珠光体中所包括的渗碳体的宽厚比(aspectratio(width∶thickness))优选为30∶1或更小。
珠光体中所包括的渗碳体优选具有非连续形式。
珠光体优选为退化珠光体。
轧钢优选拉伸强度为650MPa～750MPa并且面缩率(reduction inarea，RA)为60％～70％。
按照本发明的另一个实施方案，提供了一种由轧钢冷拉制备的并且拉伸强度为800MPa～900MPa的拉制线材。
按照本发明的另一个实施方案，本发明提供了一种制备具有优异韧性的非热处理轧钢的方法，包括：加热钢坯至Ae3+150℃～Ae3+250℃的范围，该钢坯包含：C：0.15％～0.30％，Si：0.1％～0.2％，Mn：1.8％～3.0％，P：0.035％或更少，S：0.040％或更少，余量的铁和其它不可避免的杂质(，以上均按重量百分数计)；将经加热的钢坯首先初次冷却至Ae3+50℃～Ae3+100℃的范围；通过在Ae3+50℃～Ae3+100℃通过轧制经冷却的钢坯而制备轧钢；以及将该轧钢再次二次冷却至最高达600℃或更低的温度。
在加热步骤中钢坯加热优选进行30分钟至一个半小时。
初次冷却步骤中的冷却速率优选在5～15℃/s范围内。
二次冷却步骤中的冷却速率优选在0.5～1.5℃/s范围内。
按照本发明的另一个实施方案，提供了一种制备具有优异韧性的非热处理轧钢——包括冷拉轧钢——的方法。
有益效果
如上所述，按照本发明的示例性实施方案，本发明可以提供一种可获得优异韧性和冷锻性的非热处理轧钢和拉制线材，即使通过控制冷却速率和增加Mn含量而不加入昂贵的合金元素以在轧钢和拉制线材的微观结构中制备退化珠光体而省去加热步骤。
附图说明
图1是示出发明实施例1微观结构的SEM照片；
图2是示出普通珠光体和铁素体微观结构的SEM照片；
图3是示出对比实施例9微观结构的SEM照片，其中Mn含量超过本发明中所限制的范围；并且
图4是示出对比实施例1微观结构的SEM照片。
最佳实施方式
非热处理轧钢是经济的，因为制备非热处理轧钢的方法不包括热处理工序，例如球化热处理，以及制备热轧钢后的淬火和回火。具体而言，本发明提供一种通过添加低价Mn而非昂贵合金元素、结合一个适当的空气冷却步骤而获得优异韧性的方法。
本发明涉及非热处理轧钢、拉制线材和制备二者的方法；更具体而言，非热处理轧钢、拉制线材和制备二者的方法，其中本发明中Mn含量比现有非热处理钢中Mn含量高，并且控制冷却速率来按照Mn含量而最大化C扩散控制的作用。由于上述方法的应用，在轧钢中退化珠光体不同于现有的珠光体，从而使得产品的韧性(或冲击韧性)可改进。
本发明的轧钢是指轧制钢坯后的材料，拉制线材是指冷拉后的材料。
退化珠光体没有层状结构而具有不同于普通珠光体的铁素体和渗碳体的混合相，并包括非连续的和薄的渗碳体。其冲击韧性可以通过形成退化层状渗碳体来代替层状渗碳体从而增加，而层状渗碳体会引起韧性降低。
一般而言，强度和冲击韧性趋于彼此成反比。对于本发明的轧钢和拉制线材而言，强度和冲击韧性可以通过以上提及的退化珠光体而同时改进。
在下文中，将更加详细描述本发明的轧钢和拉制线材的组分及组成范围。
C(碳)：0.15重量％～0.30重量％
碳是一种提高轧钢强度的元素。C含量低于0.15重量％的情况下，热轧后轧钢的拉伸强度不能足够地获得。另一方面，当C含量超过0.30重量％时，形成铁素体和珠光体微观结构的趋势也增加。相应地，获得比所需强度更大的强度，从而降低韧性。因此，C含量优选限于0.15重量％～0.30重量％。
Si(硅)：0.1重量％～0.2重量％
Si含量低于0.1重量％的情况下，存在达不到热轧钢和成品所需的强度水平的问题。Si含量超过0.2重量％的情况下，成形性下降，因为在冷拉和锻造过程中加工硬化急剧增加。因此，Si含量优选限于0.1重量％～0.2重量％。
Mn(锰)：1.8重量％～3.0重量％
锰是一种在基体中形成代位式固溶体的用于固溶强化的元素。因此，锰是一种有用的元素，因为其能够在韧性没有任何降低的情况下获得强度。本发明特征为与普通非热处理钢相比Mn含量增加。当Mn含量低于1.8％时，对由于Mn偏析而造成的偏析区几乎没有影响，但是难以预期通过固溶强化而获得强度保持和韧性改进的效果。当Mn含量超过3.0％时，由于Mn偏析而不是固溶强化作用，对产品性能存在有害影响。
当钢水凝固时按照偏析机理可以容易发生宏观偏析和微观偏析。Mn偏析由于Mn相对于其它元素具有较低的扩散系数而促进偏析区的产生，从而改进可淬性，而可淬性是形成心部马氏体(core martensite)的主要原因。由于该以上所述原因，出现心部马氏体。在这种情况下，拉伸强度极大提高而韧性急剧降低。
P(磷)：0.035重量％或更少
磷是制备该产品时所存在的不可避免的元素。因为它是通过偏析入晶界而造成韧性下降的主要原因，所以优选控制P含量尽可能地低。理论上，可将P含量限制在0％，但是P只是制备该产品时必须添加的。重要的是控制P含量上限，其上限优选限制为0.035重量％。
S(硫)：0.040重量％或更少
硫是制备该产品时所存在的不可避免的元素。由于形成硫化物和作为低熔点元素偏析入晶界所造成的韧性降低，对应力张弛和耐延迟断裂性质存在有害影响，优选控制S含量尽可能地少。理论上，可将S含量限于0％，但是S只是制备产品时必须添加的。重要的是控制情况，S含量的上限优选限于0.040重量％。
本发明轧钢的微观结构是珠光体和铁素体，珠光体的相分数为40％～60％，余量的为铁素体。如上所述，该珠光体为退化珠光体，其由渗碳体和铁素体组成，并在平行的二者之间排列，但渗碳体为非连续构成，与普通珠光体不同。图1是示出本发明实施例中发明实施例1微观结构的SEM照片，非连续渗碳体形式可以由图1证实。
一般而言，珠光体可将结构定义为层间距离，即片间距离。优选，本发明中的珠光体(退化珠光体)具有的渗碳体厚度(层间距离)为150nm或更小，并且渗碳体的平均宽厚比为30∶1或更小。
对于具有以上所述组分、组成范围和微观结构的轧钢，优选，本发明中轧钢的想要的拉伸强度在650MPa～750MPa范围内，面缩率(RA)为60％～70％。另外，通过冷拉轧钢所制备的拉制线材优选拉伸强度为800MPa～900MPa。
在下文中，将更加详细描述本发明的轧钢和拉制线材的制备方法。
加热钢坯：Ae3+150℃～Ae3+250℃
通过在以上所述温度范围内加热钢坯，可以维持奥氏体单相，可以避免奥氏体晶粒粗化，可以有效溶解剩余的偏析物、碳化物和内含物。当钢坯的加热温度超过Ae3+250℃时，奥氏体晶粒大量粗化，以致于不能获得具有高强度和优异韧性的线材，因为冷却后所形成的最终微观结构具有很强的粗粒化趋势。另一方面，当钢坯的加热温度低于Ae3+150℃时，不能实现加热过程所产生的效果。
当加热时间短于30分钟时，存在整体温度不均匀的问题；当加热时间超过一个半小时时，奥氏体晶粒粗化，生产率显著降低。
冷却(初次)：以5～15℃/s冷却至Ae3+50℃～Ae3+100℃。
冷却速率受限于在热轧之前冷却步骤中最小化微观结构转变的目标。当在热轧之前冷却速率低于5℃每秒时，其生产率会降低，需要额外的设备用于维持空气冷却。另外，在长时间维持加热的情况下，完成热轧后轧钢的强度和韧性可降低。另一方面，当冷却速率超过15℃/s时，通过在轧制之前增大钢坯转变的驱动力，在轧制过程中形成新的微观结构的可能性增大，并且可造成严重问题，即，轧制温度应重置至较低温度。
轧制：Ae3+50℃～Ae3+100℃
当轧制在Ae3+50℃～Ae3+100℃范围内进行时，由于在轧制过程中的转变，微观结构的出现被抑制，不发生再结晶并且只可能是定径轧制。当轧温低于Ae3+50℃时，本发明中想要的微观结构难以获得，因为轧制温度接近于动态(dynamic)再结晶温度，获得普通软铁素体的可能性很高。另一方面，当轧制温度超过Ae3+100℃时，存在冷却后需要再加热的问题。
冷却(二次)：以0.5～1.5℃/s冷却至600℃或更低。
冷却速率是指可以非常有效地生成退化珠光体并通过添加Mn而防止C扩散的冷却速率。当冷却速率低于0.5℃/s时，因为冷却速率太低，不能生成层状或退化珠光体，而是生成球状渗碳体，以致于其强度急剧降低。在这种情况下，因为韧性变得非常高，故其可以有效地应用于其它产品，但是不是本发明所想要的。然而，当冷却速率超过1.5℃/s时，由于添加Mn所造成的可淬性改进而使铁素体/珠光体转变延迟，可出现一种低温结构如马氏体/贝氏体。
在冷却(二次)之后，拉制线材可以通过普通冷拉来制备。
在下文中，参照以下实施例详细描述本发明。
实施例
轧钢由下表1中所述的1-9号钢按照下表2中所述的制造条件来制备。1-3号钢、8和9号钢不满足依照本发明控制的组分及组成范围。4-7号钢满足依照本发明控制的组分及组成范围。
另外，表1中示出每种型号钢的Ae3(℃)，并测量依照制备条件所生产的轧钢的拉伸强度和V-冲击韧性，然后在下表2中示出。
并且，发明实施例1、对比实施例1和对比实施例7的微观结构的SEM照片在附图中示出。
表1
钢型号 C(重量％) Si(重量％) Mn(重量％) P(重量％) S(重量％) Ae3(℃)
1号钢 0.14 0.11 1.9 0.031 0.023 863
2号钢 0.22 0.05 1.8 0.030 0.032 855
3号钢 0.21 0.10 1.5 0.031 0.039 851
4号钢 0.20 0.10 1.8 0.035 0.040 842
5号钢 0.20 0.15 1.9 0.031 0.031 838
6号钢 0.26 0.14 2.0 0.021 0.022 836
7号钢 0.30 0.20 3.0 0.027 0.039 835
8号钢 0.31 0.20 3.4 0.029 0.034 833
9号钢 0.35 0.19 2.6 0.029 0.028 829
表2
在对比实施例1和3中，因为轧制后冷却速率低所以不能产生退化珠光体，而是生成了具有球状的渗碳体，从而降低强度。另外，图4示出了对比实施例1的微观结构照片，并且通过图4可以证实球状渗碳体。在对比实施例2、4和5中，轧制后冷却速率高，所以会出现低温结构，从而劣化韧性。
在对比实施例6中，因为C含量低，不能足够地获得轧制后的拉伸强度。在对比实施例7中，因为Si含量低，不能获得足够的强度。在对比实施例8中，因为Mn含量低，通过固溶强化来提高强度较困难。可以证实的是：由于Mn含量高可出现低温结构，从而使得在对比实施例9中韧性急剧降低。低温结构可通过图3证实。在对比实施例10中，C含量高，强烈形成普通铁素体和珠光体微观结构，从而强度提高，但韧性降低。
另一方面，在发明实施例1-9中，轧钢的拉伸强度在650MPa～750MPa的范围内，V-冲击韧性值为221J～261J，可以证实拉伸强度和韧性优异。因此，合适的拉伸强度和优异韧性可以通过控制组分、组成范围和制备条件来获得。

Claims (12)

1.一种具有优异韧性的非热处理轧钢，其含有C：0.15%～0.30%，Si：0.1%～0.2%，Mn：1.8%～3.0%，P：0.035%或更少，S:0.040%或更少，余量的铁和其它不可避免的杂质，以上均按重量百分数计，其中非热处理轧钢的微观结构是40%～60%的珠光体和余量的铁素体组成。
2.权利要求1的具有优异韧性的非热处理轧钢，其中所述珠光体包括厚度为150nm或更小的渗碳体。
3.权利要求1的具有优异韧性的非热处理轧钢，其中所述珠光体中包括的渗碳体的宽厚比为30:1或更小。
4.权利要求1的具有优异韧性的非热处理轧钢，其中所述珠光体中包括的渗碳体具有非连续形式。
5.权利要求1的具有优异韧性的非热处理轧钢，其中所述珠光体为退化珠光体。
6.权利要求1的具有优异韧性的非热处理轧钢，其中所述轧钢的拉伸强度为650MPa～750MPa并且面缩率（RA）为60%～70%。
7.一种通过冷拉权利要求1-6中任一项的轧钢而制得的具有优异韧性的非热处理拉制线材，其中所述拉制线材的拉伸强度为800MPa～900MPa。
8.一种制备具有优异韧性的非热处理轧钢的方法，其包括：
加热钢坯至Ae3+150℃～Ae3+250℃的范围，该钢坯包含C：0.15%～0.30%，Si：0.1%～0.2%，Mn：1.8%～3.0%，P：0.035%或更少，S:0.040%或更少，余量的铁和其它不可避免的杂质，以上均按重量百分数计；
将经加热的钢坯初次冷却至Ae3+50℃～Ae3+100℃的范围；
通过在Ae3+50℃～Ae3+100℃轧制经冷却的钢坯而制备轧钢；以及
将该轧钢二次冷却至600℃或更低。
9.权利要求8的制备具有优异韧性的非热处理轧钢的方法，其中在加热步骤中钢坯加热进行30分钟至一个半小时。
10.权利要求8的制备具有优异韧性的非热处理轧钢的方法，其中初次冷却步骤中的冷却速率在5～15℃/s范围内。
11.权利要求8的制备具有优异韧性的非热处理轧钢的方法，其中二次冷却步骤中的冷却速率在0.5～1.5℃/s范围内。
12.一种制备具有优异韧性的非热处理拉制线材的方法，其包括：冷拉权利要求8-11中任一项的轧钢。
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