CN103210106B - 高韧性冷拉非热处理盘条及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及用于机械结构连接、车辆部件等的盘条，并且更具体而言，涉及具有不进行热处理而具有优异韧性的盘条，并且其强度通过冷拉工艺确保。为此，提供了高韧性冷拉非热处理盘条及其制造方法，其中盘条包括0.2～0.3％的C、0.1～0.2％的Si、2.5-4.0％的Mn、0.035％或以下（不包括0）的P、0.04％或以下（不包括0）的S，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

Description

高韧性冷拉非热处理盘条及其制造方法

技术领域

本发明涉及用于机械结构连接、车辆部件等的盘条，并且更具体而言，涉及具有优异的韧性的非热处理的盘条及其制造方法，其中所述盘条即使在省略加热操作的情况下，可以通过冷拉工艺确保其强度。

背景技术

用作机械结构和车辆的部件的大部分结构钢为在热加工后通过再加热、淬火和回火而提高强度和韧性而获得的调质钢。与此相反，非热处理的钢是在热加工后不经受热处理的钢，但具有与经受热处理的钢（热处理钢）相似的韧性和强度。非热处理的钢也被称为“微合金化钢”，这是因为材料性质是通过加入很少量的合金化元素而获得的。

一般来说，典型的盘条产品通过以下操作而制成最终产品：热轧→冷拉→球化热处理→冷拉→冷锻→淬火和回火，而非热处理钢通过以下操作制得：热轧→冷拉→冷锻→产品。

如上所述，非热处理钢是经济型产品，其可以不经热处理而制得，并且同时不经过最后的淬火和回火工艺。因此，非热处理钢已被应用到许多产品中，这是由于通过不产生加热挠度（即，在加热过程中造成的缺陷）而导致保持线性。

然而，由于省略了热处理工艺并且连续施加冷加工，当工艺进行时，产品强度进一步提高，同时延展性不断下降。为了解决这些缺点，公开了以下的技术。

日本专利特许公开第1995-054040号公开了一种通过以下步骤而提供具有750-950MPa张力的非热处理钢盘条的方法：热轧合金钢，该合金钢的组成为C：0.1～0.2％，Si：0.05-0.5％，Mn：1.0-2.0％，Cr：0.05～0.3％，Mo：0.1％以下，V：0.05～0.2％以下，Nb：0.005-0.03％，余量为Fe，以上按重量百分数计；在冷却操作中在60秒内将合金钢冷却至在800-600℃之间；并在450-600℃下加热，或在将合金钢在600-450℃之间的温度下保持至少20分钟之后将其冷却；并且然后冷加工。然而，该产品通过已知为受控轧制的方法热轧，在上述方法中添加了相对昂贵的组分，如铬（Cr）、钼（Mo）、钒（V）等，使得其在实际使用时是不经济的。

此外，日本专利特许公开第1998-008209号涉及在热加工后具有优异的强度和优异的冷成形性的非热处理钢及其制备方法，涉及通过使用非热处理钢而制备锻造元件的方法，并且还涉及具有优异的冷成形性的非热处理钢，其中铁素体相的体积为至少40％，硬度为90HRB或以下，用于含有可控含量的碳（C）、硅（Si）、锰（Mn）、Cr、V、磷（P）、氧（O）、硫（S）、碲（Te）、铅（Pb）、铋（Bi）和钙（Ca）的钢。具体而言，该文献涉及以120℃/分钟或以下的冷却速率连续冷却至Al点温度或更低的温度，之后立即在精加工温度期间在800-950℃下热轧，涉及在800-950℃下加热至少10分钟之后在空气中冷却热轧钢材料的方法，并且涉及制备硬度为20-35HRB的结构组件的方法，该方法通过冷加工或在600℃以下的温度下热加工；制备预成形件；在1000-1250℃下热锻预成形件之后空气冷却。然而，该技术局限于含有不常用元素的特定钢，且不适用于冷锻。

此外，日本专利特许公开第2006-118014号提供了一种适用作螺栓等的表面渗碳钢的制备方法，该方法抑制了热处理后的晶粒粗化，即使冷成形性是优异的并且进行扩展线的高速率的切削加工。如上文所述的方法使用的钢材组成为C：0.1～0.25％，硅：0.5％或以下，Mn：0.3～1.0％，P：0.03％或以下，S：0.03％或以下，Cr：0.3-1.5％，铝（Al）：0.02-0.1％，N：0.005-0.02％，余量为铁（Fe）和其他不可避免的杂质，以上按重量百分数计；具有优良韧性的非热处理盘条的制备方法为在700～850℃下进行热精轧或热精锻，然后以0.5℃/秒或以下的冷却速度冷却至最高达600℃，并且通过冷却至室温抑制扩展线的切削速率至20％以下。如上文所述的技术公开了使用少量Mn，以及Cr和Al。

发明内容

技术问题

本发明的一个方面提供了一种高韧性的冷拉非热处理盘条及其制备方法，该盘条可以通过冷拉控制拉伸强度，并具有优良的韧性。

技术方案

根据本发明的一个方面，提供了一种高韧性的冷拉非热处理盘条，包括碳（C）：0.2～0.3％，硅（Si）：0.1～0.2％，锰（Mn）：2.5-4.0％，磷（P）：0.035％或以下（不包括0），硫（S）：0.04％或以下（不包括0），余量为铁（Fe）和其他不可避免的杂质，以上按重量百分数计。

根据本发明的另一个方面，提供了一种制造高韧性的冷拉非热处理盘条的方法，包括在A_e3+150℃至A_e3+250℃的温度范围内加热钢坯，该钢坯包括C：0.2～0.3％，Si：0.1～0.2％，锰：2.5-4.0％，P：0.035％或以下（不包括0），S：0.04％或以下（不包括0），余量为Fe和其他不可避免的杂质，以上按重量百分数计；

以5-15℃/s的冷却速率冷却经加热的钢坯；

在A_e3+50℃至A_e3+150℃的温度范围内轧制冷却后的钢坯；将经轧制的钢冷却至600℃或以下的温度。

有益效果

本发明可以提供一种非热处理的盘条，所述盘条即使省去加热处理，也可以确保优异的高韧性，并且更具体而言，可以仅通过冷拉控制拉伸强度，并能通过非热处理的盘条有效地制造需要高度的韧性的车辆部件，例如拉杆、齿杆等。

附图说明

图1示出了在实施方案2中本发明的实施例3的微结构；

图2示出了在实施例2中对比盘条6的微结构；

图3是图1图片中的珠光体的放大图；

图4是图2图片中的珠光体的放大图；

图5是示出根据实施例2中的冷拉程度测量强度增加的曲线图；

图6是示出根据实施例2中的冷拉程度测量冲击韧性的曲线图。

最佳实施方式

在下文中，将对本发明进行详细说明。

本发明人认为，与现有技术不同的是，在制造过程中可以通过增加Mn的量并且控制冷却速率而产生碳扩散抑制效应，从而形成不同于现有珠光体的退化珠光体，并因此能够提高韧性，特别是冲击韧性，从而完成本发明。

首先，对本发明的盘条的组成进行详细描述（下文中，以重量％计）。本发明的盘条的组成，其特征在于，即使没有特别添加昂贵的元素，也可以获得优良的韧性。

碳（C）的含量优选在0.2-0.3％的范围内。C是影响盘条强度的元素，其加入量为0.2％或以上以获得足够的强度。然而，当C的含量过量时，形成铁素体和珠光体微结构的趋势也增大，从而获得比所需强度更大的强度，从而降低韧性。因此，C的含量优选限于0.3重量％以下。

硅（Si）优选在0.1-0.2％的范围内。为了解决在冷拉和锻造过程中由于加工硬化急剧增加而导致的加工性劣化，Si含量应优选为0.2％或以下。当Si的含量过低时，存在达不到热轧钢和成品所需的强度水平的问题。因此，Si的含量优选限于不小于0.1％。

锰（Mn）优选在2.5-4.0％的范围内。Mn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。出于这个原因，Mn是一种有用的元素，其可以确保所需程度的强度而不劣化延展性。当Mn含量超过4.0％时，由于Mn的偏析而不是固溶强化作用，延展性急剧下降。也就是说，当Mn的含量过多时，在钢固化以形成偏析区过程中按照偏析机理很容易出现宏观偏析和微观偏析，这是由于Mn相对于其它元素具有低的扩散系数，并且所形成的偏析区是在芯部形成低温结构（芯部马氏体（core martensite））的主要原因，从而使强度增加，但延展性降低。而且，当Mn的含量低于2.5％时，由于Mn的偏析对偏析区影响不大，但是很难充分地确保在本发明中所需的退化珠光体，也很难确保优异的冷拉性。

磷（P）和硫（S）的存在量分别优选不超过0.035％（不包括0）和不超过0.40％（不包括0）。由于P是通过偏析入晶界而劣化韧性的主要原因，所以P的上限限制在0.035％。由于S是低熔点的元素且偏析入晶界而劣化韧性和形成硫化物，因而对耐延迟断裂特性和应力松弛具有有害的影响，S含量的上限优选限制在0.040％。

余量包括铁（Fe）和不可避免的杂质。本发明的盘条无意于完全不含除上述元素之外的任何其他元素。

在下文中，将详细描述本发明盘条的微结构。

本发明的盘条包括具有不低于90％的面积分数的珠光体、余量为铁素体。珠光体为退化珠光体，其具有不超过100nm的厚度的渗碳体。退化珠光体的纵横比不超过30:1（宽度：厚度），该比例为渗碳体的平均纵横比，并形成具有片层铁素体与部分分离的渗碳体相连的片层结构。

在本发明中，由于随着Mn含量的增加，C活性降低，可能形成一种非平衡的结构（即，退化珠光体）。Mn偏析入在铁素体和奥氏体之间的晶界，以抑制奥氏体的分解，使得由于曳力效应（drag effect）而出现非平衡相。

渗碳体的厚度被称为层间距。在本发明中，当层间距不超过100nm时，渗碳体变得不均匀，因此可以通过退化片层而形成退化珠光体。

构成退化珠光体的渗碳体的纵横比是30:1或以下，因为渗碳体不形成均匀的层状结构，但能够球化以形成退化片层。出于这个原因，当将冲击施加于分离的渗碳体时，冲击能不从渗碳通过体，而从分离的渗碳体之间通过。因此，可以提高冲击值。然而，当纵横比超过30:1时，渗碳体的片层是均匀的。因此，难以提高冲击值。

在下文中，将会更详细地描述本发明的盘条的制造方法。

满足该组成的钢坯被加热。优选在A_e3+150℃至A_e3+250℃的温度范围内加热钢坯。例如，加热优选进行30分钟至一个半小时。

通过在上述温度范围内加热钢坯，可以维持奥氏体单相，可以防止奥氏体晶粒粗化，并可以有效地溶解剩余的偏析物、碳化物和内含物。当钢坯的加热温度超过A_e3+250℃时，奥氏体晶粒大量粗化，以致于无法获得具有高强度和优良韧性的盘条，因为冷却后所形成的最终微结构具有很强的粗化趋势。另一方面，当钢坯的加热温度低于A_e3+150℃时，加热效果可能无法实现。

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，奥氏体晶粒粗化，生产率显著下降。因此，优选加热时间不超过一个半小时。

优选以5-15℃/s的冷却速率冷却经加热的钢坯，在A_e3+50℃至A_e3+150℃的温度范围内进行轧制。

为了在热轧前在冷却操作中将微结构的转化最小化，限制冷却速率。当热轧前的冷却速度低于5℃/s时，其生产率降低，并且需要额外的设备以保持空气冷却。此外，在长时间维持加热的情况下，在完成热轧后盘条的强度和韧性劣化。另一方面，当冷却速率超过15℃/s时，由于在轧制前提高了钢坯转化的驱动力而增加了在轧制过程中形成新的微结构的可能性，且会导致严重问题，其中轧制温度应被重置到一个较低的温度。因此，冷却速度优选设定为15℃/s或以下。

冷却后在A_e3+50℃至A_e3+150℃的温度范围内轧制抑制了微结构的出现，这是由于轧制过程中的转化，使得不发生再结晶且仅可以定径轧制(sizing rolling)。当轧制温度低于A_e3+50℃时，很难获得在本发明中预期的微结构，因为轧制温度接近动态再结晶温度，并且获得一般软铁素体的可能性非常高。另一方面，当轧制温度超过A_e3+150℃时，存在在冷却后需要再加热的问题。

通过轧制制备的盘条优选以0.01-0.25℃/s的冷却速率冷却至600℃或以下。冷却速率是指可以非常有效地制备退化珠光体并通过加入Mn而防止C扩散的冷却速率。当冷却速率低于0.01℃/s时，由于冷却速率过低，不能生成片层或退化珠光体，而是生成球状渗碳体，使得其强度急剧降低。另一方面，当冷却速率超过0.25℃/s时，由于大量的Mn而生成低温结构。由于Mn的添加提高了淬透性而使铁素体/珠光体转变延迟，从而生成低温结构，如马氏体/贝氏体，不能期望获得优异的冷拉性、冲击韧性及延展性。

本发明盘条的拉伸强度为650MPa至750MPa，截面收缩率为60％至70％，在制造盘条和冷拉约95％之后拉伸强度为1300MPa至1500MPa，且V型却贝(charpy)冲击韧性为60J或以上。

本发明最佳实施方式

在下文中，本发明将参考以下实施例详细描述。然而，本发明并不限于下列实施例。

（实施例1）

由满足如表1中所述的组成的钢坯按照表2所述的制造条件制造盘条。列出了在所制造的盘条中的拉伸强度和冲击韧性，其测量结果示于表2。

表1

表2

从表2的结果可以看出，本发明的盘条的拉伸强度为650MPa至750Mpa的范围。此范围显示了在冷拉过程中强度的增加，以及在热轧后随着韧性的持续降低的最佳的拉伸强度范围。

因此，对比盘条1～3不容易获得足够的强度，并且对比盘条4和5很难获得足够的冷拉性。

（实施例2）

同时，当改变热轧后的冷却速率时，观察到优选的拉伸强度和冲击特性。为此，将本发明的盘条1和2的钢坯施用于表3的方法中，以说明拉伸强度和冲击韧性，其测量结果示于表3。通过表3的结果确定更优选的冷却速率条件。

表3

如表3所示，可以看出，能够获得最适当的拉伸强度和冲击韧性——即使当样品是本发明的盘条——的冷却速率在0.5～1.5℃/s的范围内。因此，可以确定，冷却条件可以是优选的条件。也就是说，被归类为对比实施例的本发明的盘条1-1和2-1并不能获得适当的强度，本发明的盘条1-5、2-4和2-5获得适当的强度但冲击韧性不足。

（实施例3）

为了确定对强度增加和冲击韧性的作用，制备了本发明的盘条3（根据表1和表2中的条件）和实施例1的对比盘条6。

对比盘条6包括0.25重量％的C和0.5重量％的Mn，其余的条件与本发明的盘条3相同。

对本发明的盘条3和对比盘条6的微结构进行观察且示于图1和2，其放大图分别示于图3和4。

图1和图3示出了本发明的盘条3的微结构，其中黑色部分表示退化珠光体并且白色部分表示铁素体。可以确定，退化珠光体占不小于90％的面积分数。而且，可以从图3确定，铁素体和渗碳体形成了混合相，但不是层状结构，与典型的珠光体不同。

与此相反，图2和图4示出了对比盘条6的微结构，即，典型的铁素体基钢板。可以从图4确定，铁素体占约80％的面积分数，珠光体占约20％的面积分数，珠光体具有由铁素体和渗碳体组成的层状结构。

同时，对根据冷拉的强度增加和冲击韧性进行了观察且分别示于图5和6。在图5和图6中，25F、45F、45C和82BC分别表示25F钢的组成为0.25C-0.7Mn-0.2Si，45F和45C钢的组成为0.45C-0.7Mn-0.2Si，和82BC钢的组成为0.9C-0.7Mn-0.2Cr。

如图5所示，可以确定，除本发明材料3和82BC钢之外的钢的拉伸强度与冷拉程度的增加一同增加，并在途中断裂。同时，如图6所示，当冷拉程度增加时，本发明材料3的冲击韧性不小于60J，即使截面收缩率不低于90％，但其他钢坯断裂或具有非常低的冲击韧性值。

因此，可以确定，当冷拉程度增加时，仅本发明材料3获得优异的强度并且同时具有优异的冲击韧性值。

Claims (8)

1.高韧性的冷拉非热处理盘条，包括碳C：0.2～0.3％；硅Si：0.1～0.2％；锰Mn：2.5-4.0％；磷P：0.035％或以下，不包括0；硫S：0.04％或以下，不包括0；余量为铁Fe和其他不可避免的杂质；以上按重量百分数计，其中盘条的微结构包括退化珠光体。

2.权利要求1的高韧性的冷拉非热处理盘条，其中退化珠光体的面积分数不少于90％，余量为铁素体。

3.权利要求1的高韧性的冷拉非热处理盘条，其中退化珠光体包括厚度不超过100nm的渗碳体。

4.权利要求1的高韧性的冷拉非热处理盘条，其中退化珠光体包括纵横比宽度：厚度为30:1或以下的渗碳体。

5.权利要求1的高韧性的冷拉非热处理盘条，其中盘条的拉伸强度范围为650MPa至750MPa。

6.权利要求1的高韧性的冷拉非热处理盘条，其中在横截面收缩率为90％的冷拉之后盘条的拉伸强度范围为1300MPa至1500MPa且V型冲击韧性为60J或以上。

7.制造高韧性的冷拉非热处理盘条的方法，包括：

在A_e3+150℃至A_e3+250℃的温度范围内加热钢坯，该钢坯包括C：0.2～0.3％；Si：0.1～0.2％；锰：2.5-4.0％；P：0.035％或以下，不包括0；S：0.04％或以下，不包括0；余量为Fe和其他不可避免的杂质；以上按重量百分数计；

以5-15℃/s的冷却速率冷却经加热的钢坯；

在A_e3+50℃至A_e3+150℃的温度范围内轧制冷却后的钢坯；将经轧制的钢冷却至600℃或以下的温度。

8.权利要求7的方法，其中加热进行30分钟至一个半小时。