CN102549174B - 无需软化处理的高含碳量软线材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种省略软化处理的高含碳量软线材的制造方法，其包括以下步骤：在高于A3的温度使一种含有0.7重量％至1.5重量％碳、0.005重量％至2.0重量％硅、0.2重量％至1.5重量％锰、0.03重量％或更少的铝、0.02重量％或更少的磷、0.02重量％或更少的硫、余量的铁、和其它不可避免的杂质的钢坯进行奥氏体化的步骤；在A1至A1+80℃温度范围内精轧的步骤，以及以0.03℃/s的冷却速率对轧制的线材冷却到A1-50℃至A1-150℃范围内的步骤，及提供通过该方法制造的线材。

Description

无需软化处理的高含碳量软线材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种高含碳量软线材，该线材的微结构在制造过程中经过球化处理以省去或减少热锻和冷锻或其它加工方法的软化处理，还涉及该线材的制造方法。

背景技术

线材一般采取球化热处理来软化。为提高冷成型时的冷加工性，球化热处理使渗碳体球化并诱导均匀的粒径分布。另外，球化热处理可使被加工的材料的硬度尽可能低，以提高加工模具的使用寿命。为达到两个上述目的，球化热处理用于软化材料，并在附加性地需要切削加工时可相比于常规铁素体+珠光体钢提高切削性。

所述球化热处理可分为两种。一种是在低于共析温度的温度下长时间进行加热的方法，其主要用于热轧产品的球化处理(亚临界退火，sub-critical annealing)，另一种是在共析温度和奥氏体化温度之间进行加热后极缓慢地冷却，从而获得球化结构的方法(临界间退火，inter-critical annealing)。

已知的是，最初结构由珠光体组成时，在球化热处理温度下进行球化，其中高温下的扩散导致的层状渗碳体的缺陷或端部部分与平坦的界面之间的曲率之差的碳浓度梯度将层状渗碳体隔开，之后，进行球化处理以降低界面能。

由此形成的球形颗粒通过类似于奥斯瓦德熟成(Ostwald ripening)的过程生长，形成球化结构。这种球化过程主要在低于奥氏体转变温度的温度下观察到，材料基体结构从铁素体和珠光体转变为含有球状渗碳体的铁素体形态。即，在最初结构中以珠光体存在的区域转变成铁素体和球状渗碳体，因此整个微观结构由铁素体和球状渗碳体组成。

已公开大量的对这种球化机理进行的研究，大部分是与盘状渗碳体失去其形状并转变为球状渗碳体的过程有关的各种理论，然而，在大部分报道中公开的是，以后的成长性具有奥斯瓦德熟成(Ostwald ripening)的形态。

形成球状渗碳体的过程的特征在于，在热处理最初阶段形成许多亚晶界或晶界，而该许多亚晶界或晶界在发生多边形化(polygonization)的铁素体的回复或重结晶过程中形成。由此热不稳定的盘状渗碳体以带状(band)或条状(ribbon)的形式隔开，隔开了的渗碳体为降低表面能而成为球状渗碳体后，通过奥斯瓦德熟成(Ostwald ripening)机理生长。

说明这种球化机理的模型大体有三种。第一种为微扰理论(perturbation theory)，指出棒状(rod)结构由于毛细管效应(capillarity)导入的微扰(perturbation)而不稳定的现象，并描述了按照微扰(perturbation)波的长度和棒状形状——即其长度——之间的关系进行球化的现象。

第二种，晶界沟槽模型(grain boundary groove model)，指出在通过变形或转变导入的亚晶界界面形成晶界沟槽(grain boundarygroove)，这种界面沟槽(grain boundary groove model)在界面形成曲率(Curvature)，而该曲率表明势能(potential)之差。这种势能(potential)之差引起原子移动以至于沟槽(groove)持续生长，因此渗碳体发展成被隔开的形态。然而，长时间的球化处理过程中亚晶界减少，因此该模型(model)仅适用于球化热处理的初始阶段。

最后，断层迁移理论(fault migration theory)指出在层状结构中存在层状端部，并且该部分具有曲面的形态，因此与其它部分相比能量不稳定，从而从该部分开始球化。这种层状端部是指层状生长完成时形成的末端部和层状生长时产生的缺陷部分。

在球化机理和动力学方面，两相区域的加热的球化基本上不同于在低于共析温度的温度下的球化方法。当最初结构由珠光体和铁素体组成时，进行球化的过程如下，其中珠光体区域和一部分的铁素体区域在两相区域进行加热时转化为奥氏体，有珠光体存在的奥氏体区域中渗碳体颗粒未完全溶解而部分残留，以维持奥氏体+残留渗碳体形式，之后缓慢冷却时残留渗碳体起核心的作用，由此奥氏体不会转化为铁素体+珠光体，而转化以铁素体和残留渗碳体颗粒的生长形式进行，并在以后的缓慢冷却中已形成的球形颗粒通过类似于奥斯瓦德熟成的过程生长而形成球化结构。

对上述的方式形成的球化微结构的形成机理进行描述。将含有常规微结构的铁素体和珠光体的材料加热至两相区域并缓慢冷却以形成球化结构时，在铁素体和珠光体共存状态下的所有的珠光体均转化为奥氏体，且一部分铁素体也转化为奥氏体。因此，加热温度下的相为铁素体和珠光体。

另外，此时生成的奥氏体不仅包括珠光体存在的区域也包括铁素体存在的部分区域，因此在该温度下的铁素体分数小于最初微结构中的分数，并且，在珠光体转化为奥氏体的区域，部分共析渗碳体以球状渗碳体残留，并非全部溶解于奥氏体而成为溶解状态。因此，在此时生成的奥氏体的含碳量低于通常的珠光体的含碳量。

如果这种微结构加热至A1温度，则奥氏体重新转化为室温结构。在此要注意的是，并非是奥氏体重新转化为铁素体和珠光体，而是均转化为铁素体，从而溶在奥氏体中的碳与剩余渗碳体颗粒结合而不是沉淀为珠光体中的渗碳体，由此有助于渗碳体颗粒的生长。因此，在该情况下所观察到的微结构由铁素体和球状渗碳体颗粒组成。

然后，通过缓慢降温冷却到室温的步骤中，球化颗粒的生长通过奥斯瓦德熟成(Ostwald ripening)来进行，其中尺寸相对小的渗碳体颗粒消失，只有大颗粒持续生长。

将这种球化机理按照如下加热步骤来进行回顾。首先，在加热到两相区温度的过程中，碳钢的室温微结构通常主要由珠光体或由珠光体+铁素体所组成。在该情况下，当碳钢加热到形成高温奥氏体的温度时，加热速率在温度达到两相区温度的情况下可能影响所获得的微结构。

发明内容

发明要解决的课题

本发明的一个方面是提供一种不需要软化处理的高含碳量软线材，其中球状渗碳体通过在线材制备过程中使用控制轧制和极缓慢的冷却包含在线材的微结构中，还提供该线材的制造方法。

解决课题的方法

根据本发明的一个实施方案，提供一种高含碳量软线材，其包括：0.7重量％至1.5重量％的碳、0.005重量％至2.0重量％的硅、0.2重量％至1.5重量％的锰、0.03重量％或更少的铝、0.02重量％或更少的磷、0.02重量％或更少的硫、余量的铁和其它不可避免的杂质，其中线材微结构含有包含球状渗碳体的铁素体和珠光体。

所述线材还可以含有以下元素的一种或多种：1.5重量％或更少的铬、0.5重量％或更少的钼、1.0重量％或更少的镍，和0.5重量％或更少的钒。

所述线材微结构优选含有包含球状渗碳体的铁素体的面积分数为30％或更多。

所述线材的球状渗碳体优选含有50％或更多的长宽比为1到2.5的球状渗碳体。

所述线材的硬度优选为250Hv或以下。

所述线材的拉伸强度优选为75kg/mm²或以下。

根据本发明的另一实施方案，提供了一种通过省略或缩短球化热处理制造高含碳量软线材的方法，其包括如下步骤：在高于A3温度使含有0.7重量％至1.5重量％的碳、0.005重量％至2.0重量％的硅、0.2重量％至1.5重量％的锰、0.03重量％或更少的铝、0.02重量％或更少的磷、0.02重量％或更少的硫、余量的铁和其它不可避免的杂质的钢坯进行奥氏体化的步骤；在A1至A1+80℃对钢坯进行精轧的步骤；以及以0.03℃/s或更低的冷却速率对轧制的钢坯进行冷却到A1-50℃至A1-150℃范围的步骤。

所述线材还可以含有以下元素中的一种或多种：1.5重量％或更少的铬、0.5重量％或更少的钼、1.0重量％或更少的镍，和0.5重量％或更少的钒。

所述冷却步骤之后还可包括以5℃/s至20℃/s的冷却速率冷却至室温。

有益效果

本发明提供了一种制造方法，其为了省略或缩短用于线材的拉制和加工的软化工艺，在线材的制造过程中包含对渗碳体进行球化的过程。根据本发明的方法，将现有的通常需要25小时以上的球化工艺缩短为几个小时，因此能够简化工艺并节省热处理的能源。

附图说明

图1是现有的球化处理工艺图；

图2是发明实施例1和2和对比实施例1至4的微观结构的照片。

图3是冷却速率、轧制温度、和硬度的关系图。

具体实施方式

本发明在线材制造工艺中通过控制轧制和极缓慢冷却，可在线材微结构中确保球状渗碳体而提供软线材，以使可以最小化现有的球化工艺所需的时间，可以提供一种机械性能类似于现有的球化工艺中获得的线材或较之更好的线材。

在下文中，描述本发明的一种组分体系。

碳(C)：0.7至1.5重量％

随着碳含量的增加而线材强度增大，但冷锻性变低，因此具有导致加工难度的缺陷。当碳含量低于0.7重量％时，本发明中目标渗碳体的直接球化工艺效率降低，仅通过普通软化热处理可实现软化。另一方面，当碳含量大于1.5重量％时，渗碳体球化难且冷锻性显著降低，以至于冷锻进行后可能产生裂缝。因此，所述碳含量优选限制在0.7重量％至1.5重量％的范围。

硅(Si)：0.005重量％至2.0重量％

当硅含量大于2.0重量％时，钢偏析增加、产生线材内外部差别、可生成马氏体、且高温钢强度增加，因此在线材制造工艺中线材轧制时轧制载荷增加。另外，硅含量增加会使碳活性增大从而导致表面脱碳，这成为缓慢冷却过程中线材表面脱碳的一个原因。硅含量的最低限并不特别限制，但为了强度优选含有0.005重量％或更多。

锰(Mn)：0.2重量％至1.5重量％

锰是在基体结构中形成取代的固溶体而用于固溶增强的元素，并且是对提高高强度冷锻线材可淬性有用的元素。但是，当锰含量大于1.5重量％时，与固溶增强效应相比，锰偏析导致的非均匀结构对线材特征的影响更大。在钢固化时根据偏析机理容易发生宏观偏析和微观偏析。由于与其它元素相比具有较低的扩散系数，锰偏析促进偏析带的形成，由此导致的可淬性提高将成为核心马氏体(core martensite)产生的主要原因。

当所述锰含量小于0.2重量％时，几乎没有锰偏析导致的偏析带效应，但是无法期待固溶体增强而导致的应力松弛提高的效果，并且MnS夹杂减少。因此，Mn含量优选限制在0.2重量％到1.5重量％的范围内。

铝(Al)：0.03重量％或更少

铝在钢中与氮反应生成AlN。钢中细小的AlN起到阻止奥氏体晶界生长的作用，因此在轧制过程中有利于晶种(seed)的生成。然而，当Al含量超过0.03重量％时，由于Al₂O₃过量形成，可成为疲劳断裂的成因。

磷(P)：0.02重量％或更少

磷是制造过程中不可避免的元素，并且在晶界处偏析，因此磷是降低韧性和抗滞后断裂性的主要原因，所以优选将磷控制成尽可能少。理论上磷含量可限制为0重量％，但是制备过程中不可避免地被加入。因此，重要在控制磷含量的上限，且其上限优选限制为0.02重量％，考虑到经济因素其上限优选限制为0.015重量％。

硫(S)：0.02重量％或更少

硫是制备过程中不可避免的元素，作为低熔点元素在晶界处偏析，从而降低韧性，S可形成硫化物，从而影响抗滞后断裂性和应力松弛特征，其含量限制为尽可能低。理论上硫含量可限制为0重量％，但是制备过程中不可避免地被加入。因此，重要在控制硫含量的上限，且其上限优选限制为0.02重量％。

其它所含元素并不特别限制，但是根据钢特征还可含有其它元素。作为本发明的一个实施方案，还可含有Cr、Mo、Ni和V中的一种或多种。

铬(Cr)：1.5重量％或更少

铬具有促进形成渗碳体和减小珠光体层间距的特征，因此促进渗碳体的球化而提高可锻性。然而，当铬含量大于1.5重量％时，影响机械性能，因此，铬含量的上限优选限制为1.5重量％。

钼(Mo)：0.5重量％或更少

钼由于在回火(Tempering)时具有二次增强效应，因此是提高钢抗软化性优异的元素。然而，当钼含量大于0.5重量％时，强度过度增加而影响可锻性。因此，所述钼含量的上限优选限制为0.5重量％。

镍(Ni)：1.0重量％或更少

镍是对增加可淬性和提高韧性有用的元素，因此需要适量加入，然而，超过1.0重量％时，强度过度增大从而可锻性降低。因此，镍含量的上限优选限制为1.0重量％。

钒(V)：0.5重量％或更少

钒是提高抗软化性的元素，当其含量为0.5重量％或更少时，由于基体内的基于铌或钒的析出物，执行非扩散氢捕获的作用，可期待抗滞后断裂性改进的效果；且通过沉淀增强可得到抗软化性增强的效果。然而，当其含量超过0.5重量％时，由析出物产生的抗滞后断裂性和抗软化性改善的效应已饱和、奥氏体加热时在基体中不溶解的粗合金碳化物增加而起到非金属物的作用，因此使疲劳性降低。

对满足如上所述的组分体系的软线材的制备方法进行描述。

本发明中，在线材的制造步骤中，为了实现用于共析钢的拉制和加工的材料的软化而进行球化过程，由此对珠光体中的一部分或全部渗碳体进行球化，并能够省略或缩短之后的软化热处理过程。

将满足所述组分体系的钢坯加热至高于A3温度以奥氏体化其微结构。所述微结构中还可包括部分铁素体。所述奥氏体化阶段的最高温度是不限制的，但是考虑到工艺设备而可进行限制。

一般而言，当奥氏体冷却至低于A1温度时奥氏体转化为具有铁素体和渗碳体的复合结构的珠光体。然而，在本发明中，产生区别于普通共析转变的离异共析转变(DET，Divorced Eutectoid Transformation)现象。这种现象中，当奥氏体中存在渗碳体晶种时，在有限条件下球状渗碳体代替珠光体生长，从而诱导渗碳体的球化。

本发明中，将通过所述奥氏体化的钢坯在A1至A1+80℃的范围内轧制，之后以0.03℃/s或更小的冷却速率极缓慢冷却至A1-50℃至A 1-100℃。

所述奥氏体化步骤之后，通过在A1至A1+80℃的范围内进行钢坯的控制轧制使细渗碳体晶种分散在微结构中。随着细渗碳体晶种在两相区诱导产生，并且轧制温度接近A1温度，更容易产生渗碳体晶种。

将轧制线材以0.03℃/s或更小的冷却速率冷却至A1-50℃至A1-100℃时，奥氏体中渗碳体晶种通过极缓慢冷却生长变成球状渗碳体。从反应动力学角度看，即使存在渗碳体，从奥氏体晶界产生珠光体也是稳定的。然而，如果降低冷却速率，则可以获得从奥氏体中产生的渗碳体晶种可以生长的条件以阻止珠光体的生长。这是因为，由于冷却速率较慢，容易造成球状渗碳体生长的环境而并非棒形渗碳体生长的环境。

本发明在所述冷却步骤之后还可包括最终冷却至室温的步骤。所述最终冷却步骤的冷却速率优选为5℃/s至20℃/s。

通过如上所述的制造方法制造的线材的微结构包括含有球状渗碳体的铁素体和珠光体。在此，含有球状渗碳体的铁素体在整个微结构中的面积比优选为30％或更多，所述球状渗碳体中长宽比(Aspect ratio)为1至2.5的球状渗碳体优选为50％或更多。

另外，具有如上所述的微结构的线材的硬度为250Hv或更小、拉伸强度为75kg/mm²或更小。本发明能够显著减少球化时间、能够提供具有如上所述的机械性能的软质线材。

实施例

以下，通过实施例对本发明进行描述。

(实施例)

(常规例)

将含有1.0重量％的C、0.3重量％的Mn、0.2重量％的Si、1.4重量％的Cr、0.03重量％或更少的Al、0.02重量％或更少的P、0.02重量％或更少的S、余量的铁和其它不可避免的杂质的线材，以图1的加工条件进行奥氏体化后，通过三步冷却进行球化处理。所需的全部加热时间为约22到30小时。

(发明实施例1至4和对比实施例1至6)

满足如上所述的组分体系的线材在高于A3+100℃的温度下进行奥氏体化，之后如下面表1将线材在760℃、780℃、800℃、820℃和840℃下进行精轧，其后以0.01℃/s和0.05℃/s的速率进行冷却并测量其硬度，在表1中列出。此外，测量球状渗碳体的比例和长宽比，并列在下表1中。另外，在图2示出对比实施例1(A)、2(D)、3(E)、4(F)、和发明实施例1(B)和2(C)的微结构的照片。

表1

在对比实施例1和2中，轧制温度低于A1点、球状渗碳体比例小于10％，这些结果通过图2(A，D)可确认。在对比实施例3至6中，轧制温度高于A1点，但是冷却速率为0.05℃/s(过快)，因此球状渗碳体比例测定为20％至30％，长宽比和硬度值也都很高。对比实施例3和4的微观结构通过图2(E，F)可确认。

另一方面，发明实施例1至4中，球状渗碳体比例为50％或更多、硬度值为250Hv或更小、长宽比为1至2.5的范围内。发明实施例1和2的微观结构通过图2(B，C)可确认。

另外，在图3示出关于发明实施例1至4、对比实施例1至6的冷却速率、轧制温度、和硬度的关系图。

Claims (7)

1.一种高含碳量软线材，包括：0.7重量%至1.5重量%的碳、0.005重量%至2.0重量%的硅、0.2重量%至1.5重量%的锰、0.03重量%或更少的铝、0.02重量%或更少的磷、0.02重量%或更少的硫、余量的铁和其它不可避免的杂质，

其中所述线材微结构含有包含球状渗碳体的铁素体和珠光体，

其中包含球状渗碳体的铁素体的面积分数为30%或更多，且

所述球状渗碳体含有50%或更多的长宽比范围为1到2.5的球状渗碳体。

2.权利要求1的高含碳量软线材，其中所述线材还含有以下元素中的一种或多种：1.5重量%或更少的铬、0.5重量%或更少的钼、1.0重量%或更少的镍，和0.5重量%或更少的钒。

3.权利要求1的高含碳量软线材，其中所述线材的硬度为250Hv以下。

4.权利要求1的高含碳量软线材，其中所述线材的拉伸强度为75kg/mm²以下。

5.一种制造省略软化处理的高含碳量软线材的方法，其包括以下步骤：

在高于A3的温度使一种含有0.7重量%至1.5重量%的碳、0.005重量%至2.0重量%的硅、0.2重量%至1.5重量%的锰、0.03重量%或更少的铝、0.02重量%或更少的磷、0.02重量%或更少的硫、余量的铁、和其它不可避免的杂质的钢坯进行奥氏体化的步骤；

在A1至A1+80℃温度范围内对钢坯进行精轧的步骤；以及

以0.03℃/s或更低的冷却速率将轧制的钢坯冷却到A1-50℃至A1-150℃范围内的步骤。

6.权利要求5的方法，其中所述线材还含有以下元素的一种或多种：1.5重量%或更少的铬、0.5重量%或更少的钼、1.0重量%或更少的镍，和0.5重量%或更少的钒。

7.权利要求5的方法，还包括所述冷却后以5℃/s至20℃/s的冷却速率冷却至室温。

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