CN108368589A - 具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造方法 - Google Patents

具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造方法。根据本发明的一个方面的高硬度耐磨钢具有以重量比计包含以下的组成：2.1％至4.0％的Mn、0.15％至0.2％的C、0.02％至0.5％的Si、0.2％至0.7％的Cr，剩余部分为Fe和其他不可避免的杂质；具有其中原始奥氏体晶粒度为25μm或更小且马氏体为主要组织的显微组织；并且满足Ac3‑Ac1为100℃或更低的条件。

Description

具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造 方法
技术领域
本发明涉及具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造方法。本发明要求韩国专利申请第10-2015-0179009号的优先权益，其公开内容通过引用整体并入本文。
背景技术
在诸如矿用自卸车、重型建筑设备、建筑设备等的工业设备的生产领域中，可能高度需要具有基于布氏硬度450或更高的硬度的耐磨钢。
耐磨钢必须具有高表面硬度。高硬度马氏体钢具有高硬度以及高屈服强度和拉伸强度而广泛地用于结构材料、运输/施工机械等。
通常，钢组成包含大量的合金元素和高碳以确保所谓的可淬火性，并且制造过程中可能必需包括淬火操作以产生高硬度马氏体钢。
然而，由于常规马氏体钢中可包含大量的碳和合金元素，所以这样的钢的可焊接性和低温韧性可能受到不利影响，并且这样的钢还可对在将钢切割成期望尺寸时产生于切割部分中的裂纹具有差的耐性，即，差的耐切割开裂性。
发明内容
技术问题
本发明的一个方面可以提供具有高韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢，同时相对减少可不利地影响耐磨钢的韧性等的合金元素(例如碳(C)等)的添加量。
本发明的另一个方面可以提供用于有效地生产上述高硬度耐磨钢的制造方法。
本发明的目的可不限于以上描述。将对本领域技术人员显而易见的是，本发明可以以不同于本文具体描述的来实践。
技术方案
根据本发明的一个方面，高硬度耐磨钢具有以重量比计包含以下的组成：2.1％至4.0％的锰(Mn)、0.15％至0.2％的碳(C)、0.02％至0.5％的硅(Si)、0.2％至0.7％的铬(Cr)，剩余部分为Fe和其他不可避免的杂质；具有其中原始奥氏体晶粒度为25μm或更小且马氏体作为主相被包含在内的显微组织；并且满足Ac3-Ac1为100℃或更低的条件。
根据本发明的一个方面，制造高硬度耐磨钢的方法包括：热轧具有以重量比计包含以下的组成的板坯以提供钢板：2.1％至4.0％的锰(Mn)、0.15％至0.2％的碳(C)、0.02％至0.5％的硅(Si)、0.2％至0.7％的铬(Cr)，剩余部分为Fe和其他不可避免的杂质；将所述钢板以3℃/秒或更高的冷却速率淬火至200℃或更低的温度；将经淬火的钢板再加热至奥氏体温度范围；以及将经再加热的钢板以3℃/秒或更高的冷却速率二次淬火至200℃或更低的温度。
有益效果
根据本发明的一个方面，本发明可以通过增加锰(Mn)的量并进行晶粒的超细化，而不是优化钢中碳(C)的量，来提供具有高韧性和高耐切割开裂性的钢，同时将钢的硬度保持在450HB水平。
本发明的效果不限于上面描述的那些，并且由以下详细描述将充分理解本发明的附加效果。
附图说明
图1是示出形成于气割中的热影响区的EBSD(电子背散射衍射)分析的结果的图，以及
图2是示出由实施例1获得的发明例1、比较例1和比较例2的组织的显微图像。
具体实施方式
下文中，将详细描述本发明。
在本发明中，可将钢中碳(C)的量调节至适当的范围内以确保耐磨钢的低温韧性，并且可添加大量的锰(Mn)以确保可淬火性。此外，可适当地控制合金组分以确保耐切割开裂性。下文中，将描述本发明的组成。
根据本发明的耐磨钢可具有以重量比计包含以下的组成：2.1％至4.0％的锰(Mn)、0.15％至0.2％的碳(C)、0.02％至0.5％的硅(Si)、0.2％至0.7％的铬(Cr)，剩余部分为铁(Fe)和其他不可避免的杂质。应注意，除非另有说明，否则本发明中各组分的量可基于重量来表示。
锰(Mn)：2.1％至4.0％
锰(Mn)可以是被添加以稳定马氏体并获得高表面硬度的元素。在本发明中，锰(Mn)可以以2.1％或更大的量添加以获得该效果。当锰(Mn)的量不足时，可容易地产生铁素体或贝氏体，并因此难以获得表面层的高硬度。当锰(Mn)的量超过4.0％时，不仅可焊接性和耐切割开裂性可能显著降低，而且钢的制造成本也可能显著降低。因此，在本发明中，锰(Mn)的量可在2.1％至4.0％的范围内添加。
碳(C)：0.15％至0.2％
碳(C)可以是为确保钢中表面层的硬度而添加的元素，类似于锰(Mn)。然而，当其量过高时，可能存在韧性和可焊接性显著降低的问题，因此量需要控制在适当的范围内。在本发明中，可添加0.15％或更大的碳(C)以确保表面层的足够硬度。然而，由于当Mn以过高的量添加时，韧性和可焊接性可能劣化，因此碳(C)的量的上限可为0.20％。
硅(Si)：0.02％至0.5％
硅(Si)可以是被添加以用作脱氧剂的元素，并且可通过固溶强化来提高强度。另外，由于在生产时量可能不会减少到非常小的量，所以可将硅(Si)的量的下限设定为0.02％。当量过高时，基材的韧性以及焊接部分的韧性可能显著降低，因此可将量限制为0.5％或更小。
铬(Cr)：0.2％至0.7％
当钢中包含铬(Cr)时，铬(Cr)可以发挥提高钢的淬透性以便于在淬火时确保马氏体的作用。此外，在本发明的耐磨钢中，随着其量增加，低温下的冲击韧性可得以改善，并且相变温度Ac1和Ac3之间的间隔可以变窄而改善耐切割开裂性。其量可有利地为0.2％或更大以获得铬(Cr)这样的有益效果。当量过高时，可能存在降低可焊接性和提高制造成本的风险，因此可将铬(Cr)的量的上限设定为0.7％。
另外，除上述合金元素之外，本发明的耐磨钢还可包含0.1％或更小的铌(Nb)、0.02％或更小的硼(B)、以及0.1％或更小的钛(Ti)。
铌(Nb)：0.1％或更小
铌(Nb)可以是通过固溶强化、沉淀硬化等的作用增加钢的强度的元素，并且通过进行晶粒细化来改善冲击韧性，并且可按需添加。当量过高时，可能形成粗析出物而使硬度和冲击韧性劣化，因此可将其量限制为1.0％或更小。
硼(B)：0.02％或更小
硼(B)可以是即使添加量少也有效地增加材料的可淬火性的元素，并且具有通过强化晶界来抑制晶界断裂的作用，并且可按需添加和使用。当其量过高时，由于形成粗析出物等，韧性和可焊接性可能显著降低。因此，可优选将其量限制为0.02％或更小。
钛(Ti)：0.1％或更小
氮(N)可作为可能不可避免地包含在钢中的杂质元素被提及。当氮(N)与硼(B)结合时，可能存在减弱硼(B)的作用的不利效果。钛(Ti)可以是在抑制硼(B)的作用被氮(N)减弱并显著增进硼(B)的添加效果中有效的元素。例如，钛(Ti)可与存在于钢中的氮(N)反应而形成TiN，由此抑制BN的形成。此外，TiN还可具有固定奥氏体晶粒并抑制晶粒的粗化的作用。因此，在本发明中，可按需在钢中添加钛(Ti)。当钛(Ti)的添加量可能过高时，可能形成粗析出物而降低韧性和可焊接性，因此可将其量限制为0.1％或更小。
本发明的剩余组分之一可为铁(Fe)。由于在常规钢制造过程中可能不可避免地从原材料或周围环境中引入不期望的杂质，所以本发明的耐磨钢并不特别排除杂质。这些杂质的种类和量在本发明中没有特别限制，因为它们可以是本领域普通技术人员已知的。
除上述组成体系之外，本发明的耐磨钢可具有100℃或更低的Ac3-Ac1的值以改善耐切割开裂性。根据本发明的发明人的研究结果，在气割时产生的切割裂纹可能是一种氢致裂纹，并且其特征可能在于这样的事实：其更可能在产生于热影响区(特别是ICHAZ)的残余应力相对较高时发生。因此，减小热影响区的残余应力可以是改善耐开裂性的一种手段。在本发明中，可能提出为此目的而调节Ac3-Acl的值。例如，Ac3是在冷却期间在奥氏体中开始产生先共析铁素体的温度，Ac1是组织完全转变成铁素体的温度。根据本发明人进行的研究的结果，当控制Ac3-Ac1的值时，ICHAZ(InterCritical Heat Affected Zone，临界区热影响区)的残余应力可大幅减小，并且该区中裂纹的出现可能减少。其原因在于Ac3-Ac1的大的值意味着奥氏体和铁素体共存的2相温度区域可能相对宽。因此，在存在奥氏体和马氏体两相的ICHAZ较宽时，由于两相之间的体积变化差异，应力可能大量地保留在内。图1示出形成于气割期间的热影响区的EBSD(电子背散射衍射)分析的结果。在图的上部观察到示出焊接部分的热影响区的内核平均取向错误图(Kernal average misorientation map)，而在图的下部观察到残余应力的集中区域。如图所示，本发明人发现红色看起来是ICHAZ中最集中的，因此本发明人可以理解，残余应力可集中在ICHAZ中。因此，当可将Ac3-Ac1的值(其可对减小ICHAZ的尺寸有效)控制为100℃或更低时，可以获得优异的耐切割开裂性。
因此，在本发明的一个方面中，可将Ac3-Ac1的值限制为100℃或更低。
此外，根据本发明的另一个方面的耐磨钢具有这样的内部组织：其中表面中的原始奥氏体晶粒度为25μm或更小，并且马氏体相可作为主相包含在内。在本发明中，术语“主相”意指以面积分数计具有最高占有率的相。根据一个方面，本发明的耐磨钢可包含以面积分数计95％或更大的马氏体相。即，具有细晶粒度的马氏体相具有改善低温韧性的效果。马氏体的分数可优选为95％或更大以实现高硬度和优异的耐磨性。在本发明中，原始奥氏体晶粒度可以通过在光学显微镜(例如，具有200倍的放大倍数)下观察用苦味酸蚀刻剂腐蚀的组织并使用根据JIS G0551的规定计算的值来获得。
特别地，本发明的耐磨钢可具有细晶粒并因此具有优异的韧性。因此，可能不需要额外的回火操作来确保韧性是所期望的。因此，在本发明的耐磨钢的马氏体相中，可能基本上不存在基于碳化物的析出物。因此，应注意，例如，可能不存在基于碳化物的析出物的相意指：在本发明中马氏体相基本上不包含基于碳化物的析出物。
在本发明的一个方面中，钢板的厚度可在80mm或更小的范围内以确保芯硬度高至400HB。厚度越薄，可能越容易冷却。因此，可以容易地确保硬度，因此可以不具体限定厚度的下限。然而，根据本发明的一个方面，考虑到耐磨钢可通过热轧来生产，可将耐磨钢的厚度设定为3mm或更大。
满足这样的条件的本发明的耐磨钢可具有基于布氏硬度420至480的值，并且可具有在-40℃下夏氏冲击能为35J或更大的优异韧性。此外，根据本发明的另一个方面，本发明的耐磨钢例如可具有即使在如下一周或更久之后也不造成切割裂纹的耐切割开裂性：其中例如在气割时不预热和切割速度为500mm/分钟的条件下将具有11mm的厚度的钢板切割400mm或更大。特别地，本发明的耐磨钢可以不仅在基本上不添加为增加耐磨钢的耐磨性而添加的诸如Mo、Ni等的合金元素的情况下具有高耐磨性，而且还具有优异的韧性和耐切割开裂性。
尽管不限于此，但是可以如下提出一种用于生产本发明的耐磨钢的有利方法。例如，在制造本发明的耐磨钢的方法中，在可能热轧钢材之后，可进行淬火以获得马氏体相，接着加热至奥氏体温度范围，然后淬火。下面将更详细地描述每个过程。
热轧过程
热轧过程可通过常规方法进行。然而，可在表面部分基础上将热轧的终轧温度设定在Ar3至900℃的范围内以适于后续淬火过程。也就是说，当热轧在低于Ar3的温度下进行时，钢中可过度形成铁素体，这可产生在后续淬火过程中可能无法获得预期组织的问题，因此可使热轧终止温度为Ar3或更高。在本发明的一个方面中，可将热轧终止温度设定为800℃或更高。此外，当热轧的终轧温度过高时，淬火之前奥氏体的晶粒度可能相对较大，并且获得的马氏体相的包尺寸(packet size)可能未被充分细化。因此，可将热轧终止温度设定为900℃或更低。
在热轧后立即直接淬火
在本发明中，可在热轧之后立即对钢进行立即淬火。在这种情况下，“立即”意指钢的表面温度可以在不下降至低于奥氏体形成温度的情况下开始淬火。当在热轧后立即进行淬火时，如在本发明中那样，在通过热轧使晶粒细化的状态下发生马氏体转变，因此所获得的马氏体相可以是细化的。在本发明的热轧后立即淬火可如下进行：以3℃/秒或更高的冷却速率淬火直至钢的中心温度变成200℃或更低(根据一个方面，至选自环境温度至200℃的温度)。可能没有必要设定冷却速率的上限，因为冷却速度越快越好。然而，考虑到常规淬火工艺，可将冷却速率设定在50℃/秒或更小的范围内。通过上述工艺热轧的钢可从奥氏体转变为马氏体相。
再加热
然后可使经热轧和淬火的钢经历再加热过程。当将包含马氏体相的钢加热至奥氏体温度范围内时，由于已经形成的马氏体相的内部包边界(inner packet boundary)起奥氏体相的成核位点的作用，所以奥氏体成核在许多位置发生。所得奥氏体晶粒的尺寸可能是非常细化的。
为此目的，可能有必要将经淬火的钢加热至相对于中心等于或高于Ac3的温度。当加热温度相对较高时，奥氏体晶粒度可再次增加，因此可将加热温度的上限设定为960℃。
根据本发明的一个方面，可以优选的是可将在钢板的中心达到Ac3温度之后的热处理时间(也称为均热时间)保持在120分钟或更短。考虑到足够的热处理效果，其可耗时20分钟或更久。然而，时间可根据钢板的厚度略微变化，并且当钢板的厚度相对较高时可保持更长的时间。
二次淬火
可将根据前述方法的奥氏体化的钢以3℃/秒或更高的冷却速率冷却至中心部分处为200℃或更低的温度(根据一个方面，在环境温度与200℃之间的温度)。通过上述过程，本发明的耐磨钢可形成为具有以面积分数计具有95％或更大比例的细晶粒度的马氏体相。在本发明的一个方面中，在立即进行二次淬火之前的奥氏体相可具有25μm或更小的晶粒度。最终马氏体相的细包尺寸可通过在立即进行二次淬火之前使奥氏体相细化来获得。在本发明中，立即进行二次淬火之前的奥氏体相的尺寸可通过测量最终获得的钢的原始奥氏体晶粒度来确定。
二次淬火过程中的冷却速率的上限可以没有特别限制，但在本发明的一个方面中可限制为50℃/秒或更小。
根据上述方法，可以提供具有基于布氏硬度420至480的值并且具有在-40℃下夏氏冲击能为35J或更高的优异韧性的耐磨钢。此外，根据本发明的另一个方面，通过本发明的制造方法生产的耐磨钢可以具有即使在如下一周或更久之后也不造成切割裂纹的耐切割开裂性：例如，在气割时不预热和切割速度为500mm/分钟的条件下将具有11.8mm的厚度的钢板切割400mm或更大。
发明实施方式
下文中，将通过实施例更具体地描述本发明。应注意，以下实施例旨在说明和详述本发明，而不旨在限制本发明的范围。因为本发明的范围可以由权利要求的范围和能够从中合理推断的主题来确定。
实施例1
发明例1
将具有70mm的厚度的具有以重量比计包含以下的组成的板坯在高于Ar3温度的800℃的终轧温度下轧制以获得具有11.8mm的厚度的钢板：0.19％的碳(C)、2.6％的锰(Mn)、0.2％的硅(Si)、0.4％的铬(Cr)、0.04％的铌(Nb)、0.01％的钛(Ti)、0.002％的硼(B)，并且其中Ac3-Ac1为91℃；接着用高压水淬火至200℃，以确定本发明的生产方法的效果。此时，冷却速率为20℃/秒，并且在钢板上形成以面积比计96％的马氏体相。
其后，将钢板再加热至基于中心部分910℃的温度，在中心达到Ac3后保持60分钟，以20℃/秒的冷却速率淬火至200℃以获得最终产品。
比较例1
包括热轧后淬火的程序与发明例1的程序相同，但省略额外的再加热和二次淬火以获得最终产品。
比较例2
以与发明例1的情况中相同的方式获得最终产品，不同之处在于将产品风冷至环境温度，而不在热轧后淬火。
图2示出用显微镜观察发明例1、比较例1和比较例2的组织的结果。图2(a)示出发明例1，图2(b)示出比较例1，图2(c)示出比较例2。如从图中所见，发明例1、比较例1和比较例2中形成至少95％的马氏体(具体地，基于面积，发明例1中形成96％的马氏体，比较例1和2中形成100％的马氏体)。在原始奥氏体晶粒度(图中用实线划分的区域的晶粒度)的情况下，发明例1的原始奥氏体晶粒度为20μm，这在本发明的条件内；而比较例1和比较例2的原始奥氏体晶粒度分别为31μm和28μm，这偏离了本发明中指定的条件。
因此，作为布氏硬度，发明例1、比较例1和比较例2均显示出分别为460、462和455的足够的硬度值。此外，根据本发明的一个方面测试了耐切割开裂性，其均显示出良好的结果。然而，在发明例1的情况下，在-40℃下夏氏冲击能为42J，这表示高的低温韧性；而在比较例1和比较例2中在-40℃下夏氏冲击能分别仅为20J和22J，这不满足本发明所要求的韧性水平。因此，可以确定根据本发明的一个方面的制造方法的效果。
实施例2
在与实施例1的发明例1中相同的条件下制造具有下表1所示组成的板坯以获得耐磨钢。获得的耐磨性的分析结果示于表2中。表2的比较例7示出在以与实施例1的比较例2中相同的方式制备具有与发明例7相同组成的板坯的情况下的分析结果。特别地，在气割时没有预热(不预热)的条件下，当切割速度相对高且厚度相对厚时，钢板中倾向于出现切割裂纹。这由以下事实造成：在上述条件下在切割时形成于切割部分的热影响区中的残余应力增加。这些裂纹具有经过约一周时段后出现的氢延迟裂纹的特征。因此，为了评估耐切割开裂性，确定了甚至在以500mm/分钟的切割速度将钢板切割400mm或更大之后在等于或大于一周之后是否出现切割裂纹。此外，将裂纹出现的情况表示为“-”，而将裂纹未出现的情况表示为“O、”。另外，表2中的冲击韧性意指在-40℃下测量的夏氏冲击能。
[表1]
[表2]
对于表2中的分析，制备对测试合适的形状的样品。将光学显微术和扫描电子显微术(SEM)用于显微组织分析。在研磨至距表面约2mm的深度之后用布氏硬度计测量表面层部分的硬度。
首先，从耐磨性和低温韧性的角度来看，发现比较例3(其中碳(C)和锰(Mn)的量低于本发明中规定的值)的表面层部分的布氏硬度为410，这不满足本发明中要求的水平。另外，比较例4是根本不添加铬(Cr)的情况，这对确保韧性是有利的，并且还使Ac1与Ac3之间的间隔变窄而提高耐切割开裂性。结果，发现冲击韧性为非常低的67J。比较例5是过量添加碳(C)的情况，硬度是足够的，但夏氏冲击能仅为22J，因此发现低温韧性非常差。比较例6是碳(C)的量仅为0.14％的情况，布氏硬度仅为408，这不满足本发明中要求的水平。在比较例7的情况下，虽然钢的组成满足本发明的条件，但是在热轧后将钢风冷时，原始奥氏体晶粒度为38μm，形成粗晶粒，并且低温韧性降低。
从耐切割开裂性的角度来看，比较例4和比较例6也未能满足本发明的条件，因为其Ac3-Ac1值超过100℃。作为耐切割开裂性测试的结果，在给定条件下进行切割操作一周后出现切割裂纹的结果。在比较例5的情况下，尽管Ac3-Ac1的温度范围窄但仍出现切割裂纹，这是因为布氏硬度过高，所以在该测量方法中使用的切割条件相对于硬度为苛刻的条件。
因此，已经确定，当满足本发明中规定的钢的条件时，将以组合满足低温韧性和耐磨性以及耐切割开裂性。
尽管上面已经示出并描述了示例性方面，但是本领域技术人员将显而易见的是，可以在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下进行修改和改变。

Claims (10)

1.一种高硬度耐磨钢：
具有以重量比计包含以下的组成：2.1％至4.0％的锰(Mn)、0.15％至0.2％的碳(C)、0.02％至0.5％的硅(Si)、0.2％至0.7％的铬(Cr)，剩余部分为铁(Fe)和其他不可避免的杂质；
具有其中原始奥氏体晶粒度为25μm或更小且马氏体作为主相被包含在内的显微组织；以及
具有满足其中Ac3-Ac1为100℃或更低的条件的优异韧性和耐切割开裂性。
2.根据权利要求1所述的高硬度耐磨钢，以重量比计还包含0.1％或更小的铌(Nb)、0.02％或更小的硼(B)、以及0.1％或更小的钛(Ti)。
3.根据权利要求1或2所述的高硬度耐磨钢，其中以面积分数计包含95％或更大的马氏体组织。
4.根据权利要求1或2所述的高硬度耐磨钢，其中布氏硬度为420至480，以及在-40℃下夏氏冲击能为35J或更大。
5.根据权利要求1或2所述的高硬度耐磨钢，其中所述马氏体中不包含碳化物。
6.一种制造具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢的方法，包括：
热轧具有以重量比计包含以下的组成的板坯以提供钢板：2.1％至4.0％的锰(Mn)、0.15％至0.2％的碳(C)、0.02％至0.5％的硅(Si)、0.2％至0.7％的铬(Cr)，剩余部分为铁(Fe)和其他不可避免的杂质；
将所述钢板以3℃/秒或更高的冷却速率淬火至200℃或更低的温度；
将经淬火的钢板再加热至奥氏体温度范围；以及
将经再加热的钢板以3℃/秒或更高的冷却速率二次淬火至200℃或更低的温度。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述高硬度耐磨钢以重量比计还包含0.1％或更小的铌(Nb)、0.02％或更小的硼(B)、以及0.1％或更小的钛(Ti)。
8.根据权利要求6或7所述的方法，其中所述热轧的终轧温度为Ar3或更高。
9.根据权利要求6或7所述的方法，其中所述再加热操作中的加热温度在Ar3至960℃的范围内。
10.根据权利要求6或7所述的方法，其中待二次淬火的钢板的奥氏体晶粒度为25μm或更小。
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