CN107075650B

CN107075650B - 冲击韧性优异的线材及其制造方法

Info

Publication number: CN107075650B
Application number: CN201580059834.2A
Authority: CN
Inventors: 李炯直; 朴星雲
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2014-11-03
Filing date: 2015-11-02
Publication date: 2018-10-30
Anticipated expiration: 2035-11-02
Also published as: MX2017005688A; KR20160053782A; US20170335439A1; JP2017538033A; KR101714905B1; JP6475831B2; DE112015004989T5; CN107075650A

Abstract

本发明涉及强度及冲击韧性优异的线材及其制造方法，其中所述线材能够用于暴露在多种外部负载环境的工业机械、汽车等的部件。

Description

冲击韧性优异的线材及其制造方法

技术领域

本发明涉及冲击韧性优异的线材及其制造方法，其中所述线材能够用于暴露在多种外部负载环境的工业机械、汽车等的部件。

背景技术

最近，为了减少被指为环境污染的主要原因的二氧化碳的排放而进行的努力已成为全球性问题。作为其中一个环节，在控制汽车尾气方面正采取积极措施，作为对其的措施，汽车制造商欲通过提高燃油效率来解决该问题。然而，为了提高燃油效率，要求汽车的轻量化及高性能化，因此，汽车用材料或部件的高强度必要性正在增加。此外，对外部冲击的稳定性的要求也在逐渐提高，因此冲击韧性也被认知为是材料或部件的重要的物理性质。

铁素体或珠光体组织的线材在确保优异的强度及冲击韧性方面是有限制的。具有这些组织的材料通常具有冲击韧性高，而强度相对低的特征，为了提高强度而实施冷拔时，虽然能够得到高强度，但是存在冲击韧性会与强度的上升成比例地急剧下降的缺点。

因此，通常为了同时体现优异的强度和冲击韧性，会利用贝氏体组织或回火马氏体组织。贝氏体组织可以使用经过热轧的钢材并通过恒温相变热处理来获得，回火马氏体组织可以通过淬火或回火热处理来获得。然而，仅通过通常的热轧及连续冷却工序无法稳定地获得这些组织，因此需要使用经过热轧的钢材并通过如上所述的进一步的热处理工序才能实现。

如果即使没有进行进一步的热处理也能够确保高强度和优异的冲击韧性，则从材料到部件生产的工序的一部分可以被省略或变得简单，从而具有提高生产性并降低制造成本的优点。

然而，目前还未能开发出没有进行进一步的热处理工序而利用热轧及连续冷却工序来稳定地获得贝氏体或马氏体组织的线材，因此对这种线材的开发的需要正在呈上升趋势。

发明内容

要解决的技术问题

本发明的目的在于，提供没有进行进一步的热处理工序而只通过热轧及连续冷却工序也能够具有高强度和优异的冲击韧性的线材及其制造方法。

本发明欲解决的技术问题并不限定于上述提及的技术问题，本领域技术人员通过下述记载能够明确理解未被提及的其他技术问题。

技术方案

本发明的一实施方式提供冲击韧性优异的线材，以重量％计，包含：0.05～0.15％的碳(C)、0.2％以下的硅(Si)、超过3.5％且5.0％以下的锰(Mn)、0.5～2.0％的铬(Cr)、0.020％以下的磷(P)、0.020％以下的硫(S)、0.010～0.050％的铝(Al)和余量的Fe及不可避免的杂质，以面积分数计，微细组织包含95％以上的马氏体和余量的残留奥氏体(γ)。

本发明的另一实施方式提供冲击韧性优异的线材的制造方法，其包括以下步骤：对钢材进行再加热，以重量％计，所述钢材包含：0.05～0.15％的碳(C)、0.2％以下的硅(Si)、超过3.5％且5.0％以下的锰(Mn)、0.5～2.0％的铬(Cr)、0.020％以下的磷(P)、0.020％以下的硫(S)、0.010～0.050％的铝(Al)和余量的Fe及不可避免的杂质；对所述经过再加热的钢材进行热轧；在所述热轧后以0.2℃/s以上的速度冷却至Mf～Mf-50℃的温度范围；以及对所述经过冷却的钢材进行空气冷却。

发明效果

根据如上所述的构成的本发明，只利用热轧及连续冷却工序能够提供工业机械及汽车用材料或部件所需要的强度及冲击韧性优异的线材。

此外，由于能够省略现有的进一步的热处理工序，因此减少整体制造费用方面非常有利。

优选实施方式

下面，对本发明进行详细说明。本发明涉及具有优异的冲击韧性的线材及其制造方法，其中为了确保高强度及优异的冲击韧性，在没有进行如恒温相变或淬火及回火等进一步的热处理工序的情况下，只通过热轧及连续冷却工序来进行。

首先，对本发明的线材进行详细说明。以重量％计，本发明的线材包含：0.05～0.15％的碳(C)、0.2％以下的硅(Si)、超过3.5％且5.0％以下的锰(Mn)、0.5～2.0％的铬(Cr)、0.020％以下的磷(P)、0.020％以下的硫(S)、0.010～0.050％的铝(Al)和余量的Fe及不可避免的杂质。

下面，对本发明的线材的钢成分和组成范围的限定理由进行详细说明(以下为重量％)。

碳(C)：0.05～0.15％

碳为用于确保强度的必要元素，固溶于钢中或以碳化物或渗碳体形态存在。为了提高强度，最容易的方法为通过增加碳含量来形成碳化物或渗碳体，但是，另一方面，由于会降低延展性和冲击韧性，因此需要将碳的添加量调节至一定的范围内。本发明中C的含量优选以0.05～0.15％范围添加，这是由于当碳含量小于0.05％时，难以获得所需要的强度，当碳含量超过0.15％时，冲击韧性会急剧降低。

硅(Si)：0.2％以下

已知硅与铝一同为脱氧元素，是提高强度的元素。已知硅是在将其添加到钢材中时会固溶于铁素体，从而通过钢材的固溶强化而对强度增加非常有效的元素。但是，虽然硅的添加会使强度大幅度提高，但是会使延展性和冲击韧性急剧降低，因此在需要充分的延展性的冷锻部件的情况下非常限制硅的添加。本发明中为了最小化强度下降的同时确保优异的冲击韧性，所包含的所述硅的含量为0.2％以下。这是由于当硅含量超过0.2％时，难以确保所需要的冲击韧性。更优选包含0.1％以下。

锰(Mn)：超过3.5％且5.0％以下

锰能够提高钢材的强度，并提高淬透性，从而在宽范围的冷却速度下使容易形成如贝氏体或马氏体等低温组织。然而，当锰含量为3.5％以下时，由于淬透性不够充分而难以在热轧后通过连续冷却工序来稳定地确保低温组织。此外，当锰含量超过5.0％时，在凝固时容易促进Mn的偏析。考虑到这些，本发明中优选包含超过3.5％且5.0％以下的锰。

铬(Cr)：0.5～2.0％

铬与锰类似，能够提高钢材的强度和淬透性，尤其与锰一起添加时能够提高冲击韧性。然而，如果铬含量小于0.5％，则强度、淬透性及冲击特性的提高效果不大，如果铬含量超过2.0％，则在提高强度和淬透性方面有效，但是会降低冲击特性。考虑到这些，本发明中优选包含0.5～2.0％的铬。

磷(P)：0.020％以下

所述磷是在晶界偏析而降低韧性，并降低耐延迟断裂性能的主要原因，因此优选尽量不包含。因上述理由，在本发明中将其上限限定为0.020％。

硫(S)：0.020％以下

所述硫在晶界偏析而降低韧性，并形成低熔点乳化物(emulsion)，从而阻碍热轧，因此优选尽量不包含。因上述理由，本发明中将其上限限定为0.020％。

铝(Al)：0.010～0.050％

铝是强力的脱氧元素，不仅去除钢中的氧来提高清洁度，而且与钢中固溶的氮结合而形成AlN，从而能够提高冲击韧性。本发明中积极添加铝，但是如果铝含量小于0.010％，则难以期待其添加效果，如果铝含量超过0.050％，则会大量生成氧化铝夹杂物，从而会大幅度降低机械物理性质。考虑到这一点，本发明中优选将铝的含量设定为0.010～0.050％范围。

除了包含所述组成以外，还包含余量的Fe和不可避免的杂质。本发明中除了所述提及的合金组成以外，并不排除添加其他合金的情况。

另外，本发明中，所述锰(Mn)、铬(Cr)及碳(C)的含量优选满足下述关系式1。

[关系式1]

4.0≤C(Mn+Cr)⁵/50≤9.0

但是，所述关系式1中，锰(Mn)、铬(Cr)及碳(C)分别表示该元素的重量标准含量。

如所述关系式1所示，本发明中能够通过控制锰、铬及碳的含量来制备具有更加优异的冲击韧性的线材。即，锰和铬提高淬透性，从而在冷却速度相对小的情况下也能使容易地形成马氏体，并且低含量的碳和铬能够对改善马氏体的冲击韧性方面做出很大的贡献。

此外，本发明中，所述锰(Mn)及硅(Si)的含量优选满足下述关系式2。

[关系式2]

Mn/Si≥22

但是，所述关系式2中，锰(Mn)及硅(Si)分别表示该元素的重量标准含量。

本发明中，锰能够提高淬透性，因此在冷却速度相对小的情况下也能使容易地生成马氏体。另外，虽然硅固溶于钢中从而提高强度，但是具有降低冲击韧性的缺点。

本发明人着手于上述问题并不断进行研究和实验的结果，确认了所述锰和硅的关系以重量％标准满足Mn/Si≥22时能够提供具有优异的强度和冲击韧性的马氏体组织的线材，并提出该组成成分关系式。

另外，本发明的线材的任一截面区域的锰的最大浓度[Mn_max]和最小浓度[Mn_min]的比优选满足下述关系式3。

[关系式3]

[Mn_max]/[Mn_min]≤4

本发明中，锰能够提高淬透性，从而在冷却速度相对小的情况下也使得容易生成马氏体，但是锰局部偏析时，虽然马氏体会容易生成，但是在锰耗尽的区域中会形成铁素体，导致微细组织不均匀，从而使冲击韧性处于劣势。

本发明人着手于上述问题不断进行研究和实验的结果，确认了在所述线材的任一截面区域中锰的最大浓度和最小浓度的比为4以下时，能够提供具有优异的强度和冲击韧性的马氏体组织的线材，并提出了该关系式。

下面，对本发明的微细组织进行详细说明。

本发明的线材的微细组织包含95面积％以上的马氏体和余量的残留奥氏体(γ)。本发明的马氏体具有碳含量低，从而虽然为高强度，但是延展性高，并且冲击韧性也非常优异的特征。然而，当除了所述马氏体以外的贝氏体或残留奥氏体的量增多时，在冲击韧性方面有所有利，但是无法防止强度的降低，因此不优选。因此，本发明的线材包含95面积％以上的马氏体。

优选地，本发明的线材是截面为圆形的材料，拉伸强度为1000～1200MPa，冲击值为80J以上。

其次，对本发明的制造线材的方法进行详细说明。

本发明的线材的制造方法包括以下工序：准备具有上述组成的钢，然后进行再加热；对所述经过再加热的钢材进行热轧；在所述热轧后以0.2℃/s以上的冷却速度冷却至Mf～Mf-50℃的温度范围；以及对所述经过冷却的钢材进行空气冷却。

首先，本发明中准备具有上述组成成分的钢材，然后进行再加热。本发明中可使用的再加热温度范围优选使用1000～1100℃范围。

所述钢材的形状不受特别限定，通常优选为钢坯(bloom)或坯锭(billet)形状。

其次，对所述经过再加热的钢材进行热轧，从而制造线材。所述热轧的热精轧温度不受特别限定，但是优选以850～950℃的范围进行控制。

对所述经过热轧的钢材进行冷却处理，所述冷却优选以0.2℃/s以上的冷却速度冷却至Mf～Mf-50℃的温度范围。如果冷却终止温度超过Mf，则难以确保充分量的马氏体组织，如果小于Mf-50℃，则钢材充分被冷却而易于处理，但是会降低生产性，因此冷却终止温度优选设定为Mf～Mf-50℃的温度范围。所述Mf表示从奥氏体到马氏体的相变终止温度。

本发明中，进行热轧后通过实施连续冷却来确保马氏体组织，从而确保优异的强度和冲击韧性。由此，能够省略现有技术中实施的如淬火及回火等热处理，从而无需进行进一步的工序，因此具有在制造成本方面非常有利的优点。

此外，本发明中，从冷却开始温度到冷却终止温度区间优选以0.2℃/s以上的冷却速度进行冷却。当以0.2℃/s以上的冷却速度进行冷却，然后经过空气冷却步骤时，能够确保面积分数95％以上的马氏体组织。

具体实施方式

下面，对本发明的实施例进行详细说明。下述实施例仅用于理解本发明，本发明并不限定于实施例。

(实施例)

铸造具有下述表1的组成成分的钢水，然后在1100℃下进行再加热后，轧制成直径为15mm的线材，然后以表2的冷却速度冷却至Mf温度以下的150℃，然后进行空气冷却，由此制造了线材。另外，利用膨胀计(Dilatometer)测定马氏体相变终止温度Mf，根据化学组成会有所差异，显示出150～200℃范围。

对于如上所述制造的线材，分析微细组织并表示在表2中，测定拉伸强度和冲击韧性并表示在表2中。另外，利用电子探针微量分析(EPM A，Electron Probe Micro-Analysis)测定了锰的浓度。

另外，就常温拉伸试验而言，到屈服点为止使用0.9mm/分钟的十字头速度(crosshead speed)，之后以6mm/分钟的十字头速度来实施并进行测定。此外，就冲击试验而言，利用对试片施加冲击的摆锤(striker)的边缘(edge)部曲率为2mm且试验容量为500J的冲击试验机，在常温下实施并进行测定。

表1

(所述表1中，关系式1为C(Mn+Cr)⁵/50，关系式2为Mn/Si，余量为Fe和不可避免的杂质。)

表2

(所述表2中关系式3为[Mn_max]/[Mn_min]。)

如上述表1及2所示，可以知道满足本发明的钢组成及制造方法的发明例1～8均获得了95面积％以上的马氏体组织，从而显示1000～1200MPa以上的高拉伸强度和80J以上的优异的冲击韧性。

另外，发明例7是硅含量为0.1重量％以下的情况，可以知道与其他发明例相比，能够确保非常优异的冲击韧性和伸长率。此外，在所述发明例中，将均满足锰、铬及碳的含量的关系式1(4.0≤C(Mn+Cr)⁵/50≤9.0)和锰及硅的关系式2(Mn/Si≥22.0)的1、4、5及7与未满足所述条件的情况进行比较时，可以知道其冲击韧性更加优异。

即，可以知道所述发明例中未满足关系式1(4.0≤C(Mn+Cr)⁵/50≤9.0)和/或关系式2(Mn/Si≥22.0)的发明例2、3、6及8的冲击韧性相对地处于劣势。

比较例9为铬成分超出本发明的范围的情况，虽然强度得到提高，但是延展性降低，最终显示出冲击韧性处于劣势。比较例10为碳含量超出本发明的范围的情况，因碳的马氏体基体固溶强化效果的增大，使得强度大幅度增加，但是具有冲击韧性变得非常低的问题。

比较例11为锰成分超出本发明的范围的情况，虽然强度得到提高，但是延展性会降低，最终显示出冲击韧性变差。此外，钢中有锰的偏析，因此显示出由于局部性不均匀的组织的形成也会导致冲击韧性处于劣势。

比较例12为锰的成分小于本发明的成分范围的情况，由于淬透性相对低，在冷却速度小的情况下，会因此显示出形成贝氏体组织而不会形成马氏体，从而虽然冲击韧性得到增加，但是强度会降低。此外，比较例13为硅含量超出本发明的成分范围的情况，在其添加量为0.52％的水平下，也可以确认拉伸强度会大幅度提高，与此同时冲击韧性会急剧降低。

比较例14为满足本发明的钢组成成分，但冷却速度过慢的情况下，显示出会形成贝氏体而不会形成马氏体，从而虽然冲击韧性会提高，但是强度会降低。与此同时，可以知道含有少量铬的比较例15的冲击韧性并不好。

Claims

1.冲击韧性优异的线材，以重量％计，包含：0.05～0.15％的碳(C)、0.2％以下的硅(Si)、超过3.5％且5.0％以下的锰(Mn)、0.5～2.0％的铬(Cr)、0.020％以下的磷(P)、0.020％以下的硫(S)、0.010～0.050％的铝(Al)和余量的Fe及不可避免的杂质，所述锰(Mn)、铬(Cr)及碳(C)的含量满足下述关系式1；以面积分数计，微细组织包含95％以上的马氏体和余量的残留奥氏体(γ)；

[关系式1]

4.0≤C(Mn+Cr)⁵/50≤9.0。

2.根据权利要求1所述的冲击韧性优异的线材，其特征在于，所述锰(Mn)及硅(Si)的含量满足下述关系式2：

[关系式2]

Mn/Si≥22.0。

3.根据权利要求1所述的冲击韧性优异的线材，其特征在于，所述线材的任一截面的锰的最大浓度[Mn_max]和最小浓度[Mn_min]的比满足下述关系式3：

[关系式3]

[Mn_max]/[Mn_min]≤4。

4.冲击韧性优异的线材的制造方法，其包括以下步骤：对钢材进行再加热，以重量％计，所述钢材包含：0.05～0.15％的碳(C)、0.2％以下的硅(Si)、超过3.5％且5.0％以下的锰(Mn)、0.5～2.0％的铬(Cr)、0.020％以下的磷(P)、0.020％以下的硫(S)、0.010～0.050％的铝(Al)和余量的Fe及不可避免的杂质；对所述经过再加热的钢材进行热轧；在所述热轧后以0.2℃/s以上的速度冷却至Mf～Mf-50℃的温度范围；以及对所述经过冷却的钢材进行空气冷却。

5.根据权利要求4所述的冲击韧性优异的线材的制造方法，其特征在于，所述锰(Mn)、铬(Cr)及碳(C)的含量满足下述关系式1：

[关系式1]

4.0≤C(Mn+Cr)⁵/50≤9.0。

6.根据权利要求4所述的冲击韧性优异的线材的制造方法，其特征在于，所述锰(Mn)及硅(Si)的含量满足下述关系式2：

[关系式2]

Mn/Si≥22.0。

7.根据权利要求4所述的冲击韧性优异的线材的制造方法，其特征在于，所述再加热温度是以1000～1100℃来实施。

8.根据权利要求4所述的冲击韧性优异的线材的制造方法，其特征在于，所述热轧的热精轧在850～950℃的温度范围内实施。