CN111542638A - 耐冲击性优异的热轧钢板、钢管、部件及其制造方法 - Google Patents

耐冲击性优异的热轧钢板、钢管、部件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的优选的方面提供一种耐冲击性优异的热轧钢板、利用该热轧钢板的钢管和部件以及它们的制造方法，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35‑0.55％；Mn：0.7‑1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1‑1.0％和Cu：0.1‑1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，以体积％计，微细组织包含10％以上的铁素体和90％以下的珠光体。[关系式1](Mn/Si)≥3(重量比)[关系式2](Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)[关系式3](Ni/Si)≥1(重量比)。

Description

耐冲击性优异的热轧钢板、钢管、部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于汽车的悬架构件等汽车车身构件等的热轧钢板、利用该热轧钢板的钢管和部件以及它们的制造方法，更详细地，涉及一种耐冲击性和抗锈性优异且热处理后显示出超高强度的热轧钢板、利用该热轧钢板的钢管、部件以及它们的制造方法。
背景技术
在汽车车身构件中，悬架构件是需要高强度-高韧性、耐蚀性和疲劳耐久性等的构件之一，主要应用热轧钢板。
另外，这种悬架构件是管状构件经过热成型或冷成型和热处理而制造的，在许多情况下，已知在构件的制造过程或构件的使用环境中出现过早断裂。已知这是由各种原因引起的，但认为基本上是由在利用制得的钢板制造钢管的过程中产生的淬火裂纹(QuenchCracking)引起的，或者是由在制造过程或使用环境中混入到钢管内部的氢原子和/或分子导致的氢致延迟断裂引起的。其中，氢致延迟断裂包括氢脆(Hydrogen Embrittlment)、氢致延迟断裂(Hydrogen Delayed Cracking)和氢致开裂(Hydrogen Induced Cracking)等技术术语。这被指出对具有1800MPa以上的热处理后的拉伸强度的超高强度钢板或钢管具有显著影响。
另外，作为提高钢管构件的疲劳耐久性的方法之一，在抑制钢管构件的过早破损或过早断裂的方面，为了确定氢致延迟断裂(Hydrogen Delayed Fracture or HydrogenInduced Cracking)的原因并推导出改善方法而进行了各种研究。
专利文献1中提及了在以冷轧钢板的用途使用的钢中添加小于0.1％的大量的Nb元素，以将钢板的原奥氏体晶粒尺寸(Prior Austenite Grain Size，PAGS)控制为小于20μm，优选将奥氏体晶粒尺寸控制为小于15μm，并将该钢进行冷轧而获得钢板，在将该钢板进行退火热处理后经过淬火的冷轧钢板或经过淬火-回火的冷轧钢板中，在U字型弯曲和浸渍在HCl(pH＝1)中的条件下，至少抑制24小时左右的延迟断裂。
与专利文献2中提出的内容相似地，其中提及了钢中的氢被捕集在通过Nb或Ti析出物微细化的晶界上，因此通过分散引起延迟断裂的临界量的氢的效果来提高抗延迟断裂性。
另外，专利文献1中提及了在Si的添加量高至0.5％以上的钢中，已确认Ni元素使抗延迟断裂性变差，因此添加小于0.5％的Ni元素，优选地，尽可能控制在0.03％的杂质水平。另外，这是通过以100℃/秒以上的急速冷却(在水中急速冷却)进行淬火的钢板试片以U字型弯曲并浸渍在HCl酸中，或者利用经过淬火-回火热处理的钢板试片确认的实验结果，判断延迟断裂特性差的理由如下：由残留在具有马氏体相组织的淬火钢板中的裂纹引起，或者已经进入或正在进入钢中的氢扩散到包含通过在水中急速冷却而形成的位错(dislocations)的多个缺陷位点，形成应力集中部，因此以减小裂纹的产生或传播所需的临界应力的一种形式促进钢的氢致延迟断裂。
此外，提出了如下的改善钢的抗延迟断裂性的方法，即抑制钢的局部腐蚀(pitting，点蚀)，或者最小化氢原子渗透到钢内部，或者在钢内部形成包括位错/晶界/析出物界面的各种缺陷位点(sites)而捕集渗透的氢原子，以使其不超过临界含量。特别地，专利文献2中提出了将含有高至1-3％水平的Si的钢通过连续退火工艺和加热-急速冷却-回火工艺制造冷轧钢板，并利用该冷轧钢板进行冷成型时，控制所形成的由贝氏体铁素体+马氏体+残留奥氏体组成的微细组织中的残留奥氏体的形状，以使残留奥氏体的轴比(长轴/短轴)为5以上，从而在钢部件的拉伸试验后观察板截面的过程中抑制解理断裂，因此氢脆特性得到改善。另外，这是具有小于1500Mpa的热处理后的拉伸强度特性的钢板，与马氏体或回火马氏体单相组织钢相比，认为该钢板对氢脆的敏感性相对小。另外，提出了马氏体单相组织的延迟断裂特性是用于改善线材构件的疲劳寿命的方法，专利文献3中提出了如下方法，即在含有高含量的Si+Cr的钢中，将B/Cr的含量比控制为小于0.04，以在钢构件的表层形成硼(B)富集层，从而抑制氢渗透到构件内部。
另外，用于制造线材螺栓构件的回火热处理时提出的温度是350-550℃范围的相对高温的回火热处理，残留在钢内部的氢的量可能在高温回火热处理过程中释放到外部，认为高温热处理所带来的构件的热处理强度低至氢脆敏感性不高的水平，但是该文献中仅提出了断裂强度，而没有提出热处理后的构件的最终强度。
从上述专利文献中提出的钢板和钢构件的制造工艺的研究来看，没有提出耐冲击性和抗锈性优异的热轧钢板、钢管及其制造方法，其中，所述热轧钢板和钢管具有耐冲击性，并且加热-急速冷却或加热-急速冷却-回火热处理时的钢板或构件的拉伸强度为1800MPa以上，而且对淬火钢进行拉伸时不会过早破损或过早断裂。
(专利文献1)韩国公开专利第10-2016-0086877号
(专利文献2)韩国公开专利第10-2006-0076741号
(专利文献3)韩国公开专利第10-2007-0068665号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的优选的一个方面的目的在于提供一种热轧钢板，即使在短的自然时效时间下，所述热轧钢板也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损和异常断裂，并且热处理后显示出超高强度。
本发明的优选的另一个方面的目的在于提供一种制造热轧钢板的方法，即使在短的自然时效时间下，所述热轧钢板也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损和异常断裂，并且热处理后显示出超高强度。
本发明的优选的另一个方面的目的在于提供一种利用热轧钢板制造的钢管，即使在短的自然时效时间下，所述热轧钢板也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损和异常断裂，并且热处理后显示出超高强度。
本发明的优选的另一个方面提供一种利用热轧钢板制造钢管的方法，即使在短的自然时效时间下，所述热轧钢板也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损和异常断裂，并且热处理后显示出超高强度。
本发明的优选的另一个方面提供一种利用钢管的部件，所述钢管利用热轧钢板来制造，即使在短的自然时效时间下，所述热轧钢板也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损和异常断裂，并且热处理后显示出超高强度。
本发明的优选的另一个方面提供一种利用钢管制造部件的方法，所述钢管利用热轧钢板来制造，即使在短的自然时效时间下，所述热轧钢板也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损和异常断裂，并且热处理后显示出超高强度。
技术方案
根据本发明的优选的一个方面，提供一种耐冲击性优异的热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，以体积％计，微细组织包含10-30％的铁素体和70-90％的珠光体。
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)
根据本发明的优选的另一个方面，提供一种制造耐冲击性优异的热轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)，
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)，
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；以及
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷。
所述制造耐冲击性优异的热轧钢板的方法可以进一步包括将所述热轧钢板进行酸洗处理以获得热轧酸洗钢板的步骤。
根据本发明的优选的另一个方面，提供一种钢管，以重量％计，所述钢管包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，以体积％计，微细组织包含10-60％的铁素体和40-90％的珠光体。
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)
根据本发明的优选的另一个方面，提供一种制造钢管的方法，所述方法包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)，
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)，
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷；
对所述热轧钢板进行焊接以获得钢管；以及
将所述钢管进行退火热处理。
所述制造钢管的方法中，在退火热处理步骤之后，可以进一步包括拉拔的步骤。
根据本发明的优选的另一个方面，提供一种部件，以重量％计，所述部件包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，微细组织包含90％以上的马氏体和回火马氏体中的一种或两种以及10％以下的残留奥氏体。
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)
根据本发明的优选的另一个方面，提供一种制造部件的方法，所述方法包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)，
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)，
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷；
对所述热轧钢板进行焊接以获得钢管；
将所述钢管进行退火热处理和拉拔；
将经过拉拔的所述钢管进行热成型以获得部件；以及
将所述部件进行淬火处理或者淬火和回火处理。
有益效果
根据本发明的优选的方面，可以提供一种拉伸试验时不会过早破损的具有优异的冲击韧性和抗锈性的热轧钢板和钢管，并且具有可以减少在钢管的制造过程或钢管构件的使用(in-service)过程中可能会发生的氢脆的效果。
附图说明
图1是示出实施例中的发明材料(4、6、15)和比较材料(3)的断裂形态的拉伸曲线。
图2示出实施例中的发明材料(4)和(12)的热轧钢板的表层中存在的铜(Cu)元素的分布图。
图3示出实施例中的发明材料(4)和(12)的热轧钢板的表层中存在的镍(Ni)元素的分布图。
图4示出实施例中的发明材料(4)的拉拔管的热处理前和热处理后的光学微细组织，(a)中示出热处理前的拉拔管的微细组织，(b)中示出热处理后的拉拔管的微细组织。
最佳实施方式
以下，对本发明进行说明。
首先，对本发明的优选的一个方面的耐冲击性优异的热轧钢板进行说明。
本发明的优选的一个方面的耐冲击性优异的热轧钢板中，以重量％计，包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3。
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)
C：0.35-0.55重量％(以下，也称为“％”)
所述碳(C)是提高钢的强度的有效的元素，在淬火热处理后增加强度。当碳的含量小于0.35％时，在回火热处理后难以确保1800Mpa以上的充分的强度，另一方面，当碳的含量超过0.55％时，形成具有过高的硬度的马氏体，因此钢板材料或钢管构件产生裂纹，可能会导致疲劳耐久性变差。因此，碳(C)的含量优选限制为0.35-0.55％。
Mn：0.7-1.5％
所述锰(Mn)是提高钢的强度的必要元素，在钢的淬火热处理后增加强度。当锰的含量小于0.7％时，在回火热处理后难以确保1800Mpa以上的充分的强度，另一方面，当锰的含量超过1.5％时，可能会在连铸板坯和热轧钢板的内部和/或外部形成偏析带，并且在制造钢管时可能会引起高频率的加工不良。并且，在回火热处理后，导致强度过度增加，可能使疲劳耐久性变差。因此，锰(Mn)的含量优选限制为0.7-1.5％。
Si：0.3％以下(0％除外)
所述硅(Si)是为了提高强度或延展性而添加的元素，并且在不产生热轧钢板和热轧酸洗钢板的表面氧化皮问题的范围内添加。当所述硅的含量超过0.3％以上时，形成硅氧化物而发生表面缺陷，难以通过酸洗去除，因此所述硅的含量限制为0.3％以下(0％除外)。
P：0.03％以下(包括0％)
所述磷(P)偏析在奥氏体晶界和/或相界而可能引发脆性。因此，尽可能将磷(P)的含量保持在低水平，其上限限制为0.03％。优选的磷(P)的含量为0.02％以下。在本发明中，在淬火时的钢的产生淬火裂纹的位置确认了S元素的存在而不是P含量，因此对P的控制相对不太严格，但是在管的拉拔制造过程中，为了去除氧化皮而进行的管的磷酸盐(H3PO4)处理后进行不适当的酸洗处理时，还存在由于残留的P元素而引起钢管内壁的缺陷的情况，因此P元素的含量优选控制在低水平。
S：0.004％以下(包括0％)
所述硫(S)在钢中形成MnS非金属夹杂物或者在连铸凝固过程中偏析而可能引发高温裂纹。此外，可能会使热处理钢板或钢管的冲击韧性变差，因此需要尽可能将所述硫的含量控制在低水平。因此，在本发明中，尽可能将硫(S)的含量保持在低水平，硫(S)含量的上限优选限制为0.004％。
Al：0.04％以下(0％除外)
所述铝(Al)是作为脱氧剂添加的元素。另外，所述铝与钢中的氮(N)反应而析出AlN，在制造薄板坯时，在析出这些析出物的铸坯冷却条件下引发板坯裂纹，因此可能降低铸坯或热轧钢板的质量。因此，铝(Al)的含量优选限制为0.04％以下(0％除外)。
Cr：0.3％以下(0％除外)
所述铬(Cr)是通过延迟奥氏体转变为铁素体而提高钢的淬火热处理时的淬火性并提高热处理强度的元素。当在含有0.35％以上的碳(C)的钢中添加超过0.3％的铬(Cr)时，可能会引发钢的过度的淬火性，因此所述铬(Cr)的含量限制为0.3％以下(0％除外)。
Mo：0.3％以下(0％除外)
所述钼(Mo)增加钢的淬火性，并且形成微细析出物，从而可以使奥氏体的晶粒微细化。此外，对于提高钢的热处理后的强度并提高韧性是有效的，但是钼的含量超过0.3％时，可能会增加钢的制造成本，因此所述钼(Mo)的含量限制为0.3％以下(0％除外)。
在本发明中，含有Ni和Cu中的一种或两种。
Ni：0.1-1.0％
所述镍(Ni)是同时提高钢的淬火性和韧性的元素。另外，在本发明中，在基础成分中增加镍(Ni)含量的钢板或钢管的热处理后评价拉伸性能时，随着Ni含量的增加，热处理后的强度减小，认为这是因为镍(Ni)元素促进引入到马氏体内的位错的移动。当所述镍的含量小于0.1％时，增加淬火性和韧性的效果不足，另一方面，当所述镍的含量超过1.0％时，尽管具有上述优点，钢板的制造成本急剧增加，并且用于制造钢管的焊接性可能会变差。此外，Ni含量的增加抑制富集在热处理构件的表面并流入构件内部的氢的扩散，并且/或者在腐蚀环境中形成致密的腐蚀产物(富含Cu-Ni的FeOOH(Cu-Ni rich FeOOH))而抑制氢的渗透，从而具有增加抗应力腐蚀开裂性的有益的效果。因此，所述镍(Ni)的含量限制为0.1-1.0％的范围。
Cu：0.1-1.0％
所述铜(Cu)是增加钢的耐蚀性并且在热处理后可以有效地增加淬火和淬火-回火强度的合金元素。当所述铜的含量小于0.1％时，难以确保上述效果，另一方面，当所述铜的含量超过1.0％时，使热轧钢板产生裂纹，因此降低钢板的制造成材率，或者在热处理后强度急剧增加而产生裂纹，或者在热处理后强度急剧增加而可能会降低韧性。因此，所述铜(Cu)的含量限制为0.1-1.0％的范围。另外，铜(Cu)元素本身可能会引起热轧钢板的表面裂纹，因此与单独使用铜(Cu)相比，更优选与镍(Ni)元素一起使用。
Cu+Ni：0.4％以上
所述Cu+Ni之和对于增加钢板和钢管的抗锈性且增加韧性是重要的。
在本发明中，当在含有0.35％以上的碳(C)的钢中添加的Cu+Ni的含量之和小于0.4％时，难以同时确保上述效果，因此Cu+Ni之和设为0.4％以上。此外，将在含有适当含量的碳(C)和锰(Mn)的钢中以Cu+Ni之和为0.4％以上添加的钢板或钢管构件进行加热热处理时，确认了显示出如下有益效果，即在钢板或钢管构件的表层产生的脱碳层的深度减小、冲击韧性得到改善和抗锈性等。特别地，脱碳层的深度的增加成为使钢管构件的疲劳耐久性变差的因素。因此，Cu+Ni的含量之和限制为0.4％以上。
N：0.006％以下(0％除外)
所述氮(N)是奥氏体稳定化元素和氮化物形成元素。当氮(N)的含量超过0.006％时，形成粗大的AlN氮化物，在评价热处理钢板或钢管构件的疲劳耐久性时成为产生疲劳裂纹的起点，从而可能会使疲劳耐久性变差。因此，所述氮(N)的含量限制为0.006％以下(0％除外)。
此外，当氮(N)与硼(B)元素一起添加时，为了增加有效的硼(B)的含量，需要尽可能将氮(N)的含量控制在低水平。
所述Mn和Si需要满足下述关系式1。
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
所述Mn/Si的比例是决定钢管的焊接部质量的重要参数。当Mn/Si的比例小于3时，Si的含量相对高，在焊接部的熔融金属内形成硅氧化物，若不强制排出，则在焊接部形成缺陷，可能会在制造钢管时导致不良，因此Mn/Si的比例限制为3以上。
所述C、Mn、Ni和Cu需要满足下述关系式2。
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
所述(Ni+Cu)/(C+Mn)的比例是确保淬火或淬火-回火热处理后的强度并确保令人满意的水平的冲击韧性和抗氢脆性的必要条件。当(Ni+Cu)/(C+Mn)的比例小于0.2时，水淬或水淬和油淬或油淬时产生淬火裂纹，或者在淬火后不进行长时间的自然时效时，可能会发生钢管或钢管构件的氢致延迟断裂。另外，当(Ni+Cu)/(C+Mn)的比例超过0.2以上时，具有在钢的淬火时通过短时间的自然时效也可以有效地抑制氢致延迟断裂的优点。
所述Ni和Si需要满足下述关系式3。
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)
所述Ni/Si的比例是影响钢的淬火热处理所带来的淬火强度或淬火-回火热处理所带来的回火强度的重要参数。本发明的特征在于，与硅(Si)元素相比，添加相对更高含量的镍(Ni)元素。当Ni/Si的比例小于1时，钢中硅(Si)的含量相对高，热轧钢板的强度相对高，因此材料对热轧的抗变形性增加，例如难以制造厚度小于3mm的薄热轧钢板。另一方面，当Ni/Si的比例为1以上时，Ni的含量相对高，热轧钢板的强度相对低，淬火强度和淬火-回火强度相对低，因此在确保热轧钢板或钢管构件的韧性的方面有利，并且淬火或淬火-回火热处理所带来的马氏体或回火马氏体组织相内部残存的残留奥氏体的分率相对小，因此捕集在奥氏体/基材铁界面上的扩散性氢的临界含量可能会高，但可以以相对高的量阻断渗透到热处理钢板或钢管构件内部的氢，因此认为可以进一步改善抗氢脆性。此外，马氏体或回火马氏体中残留奥氏体含量的增加可能会成为降低钢的耐久性的一个因素。因此，Ni/Si的比例限制为1以上。
在本发明中，除了上述成分之外，余量由Fe和其它杂质组成。
此外，为了改善其它特性，可以在以如上所述的成分组成的钢中进一步添加其它合金元素。
在本发明中，根据需要可以进一步包含选自Ti：0.04％以下(0％除外)、B：0.005％以下(0％除外)和Sb：0.03％以下(0％除外)中的一种或两种以上。
Ti：0.04％以下(0％除外)
所述钛(Ti)是形成热轧钢板内的析出物(TiC、TiCN、TiNbCN)的元素，并且通过抑制奥氏体晶粒的生长来增加热轧钢板的强度。
当所述钛的含量超过0.04％时，增加淬火-回火热处理钢的强度，并且对于在TiN界面上捕集扩散性氢是有效的，但在热轧钢板内以粗大结晶物的形态存在而不是以微细析出物形态存在时，使韧性变差，或者成为产生疲劳裂纹的起点，因此可能会降低热处理钢板或钢管构件的疲劳耐久性。因此，所述钛(Ti)的含量限制为0.04％以下(0％除外)。
B：0.005％以下(0％除外)
所述硼(B)是以低含量也能大幅增加钢的淬透性的有益的元素。当添加适当含量的所述硼时，抑制铁素体的形成，因此对于提高淬透性是有效的，但是含有过多的所述硼时，提高奥氏体再结晶温度，并使焊接性变差。当所述硼(B)的含量超过0.005％时，上述效果饱和或者难以确保适当的强度和韧性。因此，所述硼(B)的含量限制为0.005％以下。更优选地，所述硼(B)的含量限制为0.003％以下，这对于同时确保热处理钢的强度和韧性是更有效的。
Sb：0.03％以下(0％除外)
所述锑(Sb)元素是可以抑制高碳热轧钢板的表层脱碳的有益的元素。当添加适当含量的所述锑时，锑富集在热轧钢板的表层，从而对于抑制钢板的表层脱碳是有效的，但是含有过多的所述锑时，在钢坯的冷却过程中降低钢的高温延展性，导致板坯边缘部产生裂纹，因此使板坯的表面质量变差。当锑(Sb)的含量超过0.03％时，上述抑制脱碳的效果饱和，或者使板坯表面质量变差，导致热轧钢板的表面产生缺陷，因此可能会降低热轧卷材的成材率。因此，所述锑(Sb)的含量限制为0.03％以下。更优选地，所述锑(Sb)的含量限制为0.02％以下，这对于同时确保抑制表面脱碳的效果和板坯或热轧钢板的表面质量是更有效的。
本发明的优选的一个方面的耐冲击性和抗锈性优异的热轧钢板具有以体积％计包含10-30％的铁素体和70-90％的珠光体的微细组织。当所述铁素体的分率小于10％时，由于珠光体的含量过度增加，强度变高，因此可能难以制造例如具有3mm以下的厚度的薄钢板。因此，所述铁素体的分率优选限定为10％以上。优选的铁素体的分率为10-30％。
所述热轧钢板可以具有2-7mm的厚度。
所述热轧钢板可以具有600-1000Mpa的拉伸强度。
以下，对本发明的优选的一个方面的制造耐冲击性和抗锈性优异的热轧钢板的方法进行说明。
本发明的优选的一个方面的制造耐冲击性和抗锈性优异的热轧钢板的方法包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下(0％除外)；P：0.03％以下(包括0％)；S：0.004％以下(包括0％)；Al：0.04％以下(0％除外)；Cr：0.3％以下(0％除外)；Mo：0.3％以下(0％除外)；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下(0％除外)；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；以及
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷。
钢坯的加热步骤
将如上所述的组成的钢坯加热至1150-1300℃的温度范围。
将所述钢坯加热至1150-1300℃的温度范围是为了在钢坯内具有均匀的组织和成分分布，当钢坯的加热温度低至低于1150℃时，连铸钢坯中形成的析出物无法固溶，并且不能确保成分的均匀性。
另外，当钢坯的加热温度超过1300℃时，脱碳深度过度增加，并且晶粒生长，因此难以确保热轧钢板的目标材质和表面质量。因此，钢坯的加热温度限制为1150-1300℃的范围。
获得热轧钢板的步骤
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧。
所述热轧优选在Ar3以上进行热精轧。当所述热轧在低于Ar3的温度下进行时，奥氏体中的一部分转变为铁素体，材料对热轧的抗变形性变得不均匀，导致包括钢板的平直度在内的可通过性变差，因此发生板断裂等操作不良的可能性高。特别地，当精轧温度超过950℃时，产生氧化皮缺陷等，因此精轧温度优选限制为950℃以下。
收卷步骤
将如上所述的通过热轧获得的热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷。
所述热轧之后进行层流冷却并在550-750℃的温度范围内进行收卷是为了确保热轧钢板的均匀的材质，当收卷温度过低至低于550℃时，钢板的宽度方向上的边缘部引入诸如贝氏体或马氏体等的低温相变相，因此钢板的强度可能会急剧增加，并且宽度方向上的热轧强度的偏差增加。
另外，当收卷温度超过750℃时，促进钢板的表层部的内部氧化，在热轧酸洗后表面上可能会产生诸如裂纹等的表面缺陷或表面凹凸。此外，由于珠光体的粗大化，可能会引发钢板的表面硬度偏差。因此，热轧钢板的冷却后的收卷温度限制为550-750℃。
在本发明中，还可以将如上所述制造的热轧钢板进一步进行酸洗处理，以制成热轧酸洗钢板。就酸洗处理方法而言，只要是通常在热轧酸洗工艺中使用的酸洗处理方法，则可以是任何方法，因此不限制为特定方法。
根据本发明的优选的一个方面的制造耐冲击性和抗锈性优异的热轧钢板的方法，可以制造具有如下微细组织的热轧钢板，以体积％计，所述微细组织包含10％以上的铁素体和90％以下的珠光体。
所述热轧钢板可以具有2-7mm的厚度。
所述热轧钢板可以具有600-1000Mpa的拉伸强度。
以下，对本发明的优选的另一个方面的钢管及其制造方法进行说明。
本发明的优选的另一个方面的钢管是利用上述本发明的热轧钢板制造的，并且具有上述本发明的热轧钢板的合金组成和如下微细组织，以体积％计，所述微细组织包含10-60％的铁素体和40-90％的珠光体。优选地，以体积％计，钢管的微细组织可以包含20-60％的铁素体。
本发明的优选的另一个方面的制造钢管的方法是利用通过上述本发明的制造热轧钢板的方法制造的热轧钢板来制造钢管的方法。
本发明的优选的另一个方面的制造钢管的方法包括以下步骤：对通过上述本发明的制造热轧钢板的方法制造的热轧钢板进行焊接以获得钢管；以及将所述钢管进行退火热处理。
获得钢管的步骤
对通过上述本发明的制造热轧钢板的方法制造的热轧钢板进行焊接以获得钢管。
利用所述热轧钢板或热轧酸洗钢板，并且例如通过电阻焊或感应加热焊接等进行制管，从而获得钢管。
钢管的退火热处理步骤
将如上所述的经过制管获得的钢管进行退火热处理。
本发明中可以进一步包括将经过退火热处理的钢管进行拉拔的步骤。将钢管进行冷拔，从而可以缩小钢管的管径。所述拉拔法可以列举冷拔法。
在本发明中，可以利用所述热轧钢板或热轧酸洗钢板，并且利用常规的冷成型方法制造小管径钢管，例如，所述冷成型方法包括通过电阻焊或感应加热焊接制造钢管、退火加热和冷拔的过程。
所述钢管的退火热处理优选在Ac1-50℃至Ac3+150℃的温度下进行3-60分钟。所述退火热处理可以包括炉冷和空冷。当所述退火热处理的温度过低或时间不足时，钢管的微细组织中形成珠光体(Pearlite)带状组织，并且在钢管的冷拔时冷轧缩径率或截面积减少率降低。另一方面，当退火热处理温度过高或者长时间进行时，钢管的微细组织中形成粗大的球状Fe3C，或者钢板的表层或内壁层可能会发生脱碳。
以下，对本发明的优选的另一个方面的部件及其制造方法进行说明。
本发明的优选的另一个方面的部件是利用上述本发明的钢管制造的，并且具有上述本发明的钢管的合金组成，并具有包含90％以上的马氏体和回火马氏体中的一种或两种以及10％以下的残留奥氏体的微细组织。
当所述马氏体和回火马氏体的分率小于90％时，存在难以确保所期望的1400MPa以上的屈服强度或1800MPa以上的拉伸强度的问题。当所述残留奥氏体的含量超过10％时，虽然可以通过捕集扩散性氢来增加抗氢致延迟断裂性，但成为疲劳裂纹位点，因此可能会降低疲劳耐久性。
本发明的优选的另一个方面的部件可以具有1400MPa以上的屈服强度和1800MPa以上的拉伸强度。
本发明的优选的另一个方面的部件具有热处理后的超高强度，即使在小于45小时的短的自然时效时间下，所述部件也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损或异常断裂。
本发明的优选的另一个方面的制造部件的方法包括以下步骤：将通过上述本发明的制造钢管的方法获得的钢管进行退火热处理和拉拔；将如上所述的经过拉拔的钢管进行热成型以获得部件；以及将所述部件进行淬火处理或淬火和回火处理。
获得部件的步骤
将如上所述的经过拉拔的钢管进行成型，以获得部件。
所述钢管的成型可以根据例如通过将钢管加热至高温并进行热成型的方法进行。作为所述部件的一个实例，可以列举悬架构件。
在所述钢管的热成型中，将特定长度的钢管加热至900-980℃的温度范围，并等温保持60-1000秒以内后取出，利用模具等进行热成型以获得部件。
将钢管加热至900-980℃的温度范围是为了将钢管构件的微细组织奥氏体化并使成分均匀，当钢管的加热温度低于900℃时，在热成型和淬火热处理的过程中温度大幅降低，并且在钢管的表面形成铁素体，因此难以确保充分的热处理后的强度。另一方面，当钢管的加热温度超过980℃时，钢管的奥氏体晶粒的尺寸增加，或者钢管的内壁/外壁发生脱碳，因此最终构件的疲劳强度可能会降低。
此外，当加热至上述温度以上时，难以确保最终构件的热处理后的目标强度。因此，钢管的加热温度优选限制为900-980℃的温度范围。
此外，为了确保上述充分的热处理强度并防止脱碳的发生，进行60-1000秒范围的时间的加热热处理。当加热(保持)时间小于60秒时，难以确保均匀的成分分布和组织，当加热和保持的时间超过1000秒时，难以防止晶粒的生长或脱碳。
因此，在上述加热温度下保持的时间优选限制为60-1000秒的范围。
部件的淬火处理步骤或淬火和回火处理步骤
将通过上述热成型获得的部件进行淬火处理或淬火和回火处理。
淬火处理时的加热温度可以为900-980℃。
在所述淬火处理中，例如，可以将经过热成型的部件直接浸渍在冷却介质水或油中进行水冷或油冷，冷却至200℃以下，以形成马氏体相组织。
对于通过上述热成型获得的部件，使用水或水和油的混合或油作为冷却介质进行淬火热处理，这是为了使热成型部件(构件)的组织具有马氏体相，将热成型构件浸渍在冷却介质中进行淬火(急速冷却)，以使部件(构件)的温度成为200℃以下。此时，例如，在Ms(马氏体相变起始温度)至Mf(马氏体相变终止温度)的温度范围区间，冷却速度可以为10-70℃/秒。
在Ms至Mf温度范围区间，当冷却速度小于10℃/秒时，难以形成马氏体相，当冷却速度超过70℃/秒时，由于钢管内壁/外壁的急剧的冷却偏差，形成过多的马氏体相，因此容易发生部件(构件)的形状发生变化的尺寸不良或诸如淬火裂纹等的构件的制造不良。特别地，这显著地出现在显示出1800MPa以上的热处理后的拉伸物理性能的钢板或部件(构件)中，为了最小化所述构件的制造不良，在Ms至Mf温度区间，部件的冷却速度优选限制为10-70℃/秒的范围。
此外，更优选地，为了有效地确保部件的热处理后的拉伸强度，冷却速度限制为20-60℃/秒的范围。另外，为了确保所述冷却速度，可以将水或油和水或油的冷却介质的温度从常温升温至高温并利用。
在本发明中，可以将部件仅进行如上所述的淬火处理，但如上所述的淬火处理后，还可以进行回火处理，以赋予韧性(toughness)。
所述回火处理可以通过将经过淬火处理的部件(构件)在150-230℃的回火温度下保持120-3600秒来进行。
当所述回火温度低于150℃时，虽然热处理后的强度高，但常温冲击韧性非常低，当所述回火温度超过230℃时，可能会发生部件的总伸长率或均匀伸长率急剧减少的回火脆性(temper embrittlement)，并且难以确保所期望的热处理后的强度，或者为了确保所期望的热处理后的强度，需要添加合金元素以确保充分的淬透性，但从经济角度考虑，不优选。此外，难以确保所期望的强度。因此，所述回火温度优选限定为150-230℃。
为了确保充分的热处理后的强度和冲击韧性，优选在150-230℃的回火温度下保持120-3600秒。
当所述保持时间小于120秒时，引入到经过淬火热处理的部件的马氏体组织相内部的位错密度没有大的变化，因此屈服强度低，拉伸强度非常高，从而冲击韧性不足，当所述保持时间超过3600秒时，虽然可以确保相对满意的冲击韧性，但可能难以确保热处理后的强度。因此，在回火温度下保持的时间优选限制为120-3600秒的范围。
根据本发明的制造部件的方法，可以制造一种具有热处理后的超高强度的部件，即使在小于45小时的短的自然时效时间下，所述部件也具有优异的耐冲击性和抗锈性，在拉伸试验时不会发生过早破损或异常断裂。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。
(实施例)
使用如下表1和表2的组成的钢，在下表3的条件下进行热轧，制得厚度为3mm的热轧钢板，然后进行酸洗处理。在热轧之前，将现场制造的板坯或实验室制造的钢锭在1200±20℃的范围内加热200分钟来进行均质化处理，然后将各个板坯或钢锭进行粗轧和精轧，并以600-700℃的温度进行收卷，制得厚度为3mm的热轧钢板。
在下表1和表2中，发明钢(1至14)满足关系式(1)至关系式(3)，Cu+Ni之和满足0.4以上。比较钢(1至7)不满足关系式(1)至关系式(3)中的至少一个。Ms温度是利用经验式Ms＝539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo计算。
对于如上所述制造的热轧钢板，测量微细组织、屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和伸长率(EL)，并将其结果示于下表3中。除了铁素体之外的微细组织是珠光体。
将所述热轧钢板进行酸洗，一部分材料是利用电阻焊制造直径为28mm的钢管，并进行退火热处理和冷拔，制得直径为23.5mm的拉拔钢管。此时，退火温度为721℃。在下表4的条件下，将所述钢管进行加热-热成型-淬火热处理或加热-热成型-淬火-回火热处理，制得部件。
此时，如下进行淬火，即将部件加热至930-950℃的温度，并浸渍在冷却介质油中200秒进行冷却，以使部件的温度冷却至200℃以下，尽可能完全冷却至常温。
在淬火热处理后，确认部件是否产生裂纹，并将其结果示于下表4中。是否产生裂纹是分为产生：O、未产生：X、未产生：X(自然时效时间后)等并示出。
对于如上所述制造的部件，测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(EL)、屈强比(YR)和冲击能量，并将其结果示于下表5中。
此外，对于如上所述制造的部件，测量耐蚀性(生锈)、微细组织和表层脱碳深度，并将其结果示于下表6中。
热轧钢板和部件的机械物理性能值是在宽度的w/4位置处沿平行于轧制方向的方向采集JIS 5试片并进行测量的值。
产生淬火裂纹和氢脆的敏感性是改变经过单独的淬火热处理的试片的自然时效时间并进行拉伸试验的结果。
常温冲击试验值是根据ASTM E23标准，将经过淬火-回火热处理的试片加工成小尺寸(sub-size)厚度并在试片的两面进行表面研磨(grinding-off)去除脱碳层的试片为对象进行评价的值。
生锈评价结果是将各个钢种的热处理前/后的钢管或平板试片为对象，在试片表面喷水后暴露在空气中，然后测量在试片表面产生锈(rust，生锈)的时间的值。可以认为上述结果是可以判断钢种的耐腐蚀性的程度的间接证据。
所述部件的微细组织是利用定量分析设备测量的，所述定量分析设备包括光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、电子背散射衍射仪(Electron Back ScatteringDiffraction，EBSD)。
脱碳层的深度是分为铁素体(Ferrite)脱碳(complete decarburization，全脱碳)和总脱碳(total decarburization)并测量的。
另外，对于发明材料(4、6、15)和比较材料(3)，在自然时效处理45小时后进行拉伸试验，并将其结果示于图1。
此外，对于发明材料(4)和发明材料(12)的热轧钢板，分析表层部的铜(Cu)元素和镍(Ni)元素的分布，并将其结果分别示于图2和图3。
此外，观察发明材料(4)的拉拔管的热处理前和热处理后的微细组织，并将其结果示于图4。图4中的(a)示出热处理前的拉拔管的微细组织，(b)示出热处理后的拉拔管的微细组织。
[表1]
钢种 C Si Mn P S S.Al Cr Mo Ti Cu Ni B N
发明钢1 0.405 0.247 1.290 0.0150 0.0020 0.033 0.147 0.148 0.038 0.103 0.306 0.0026 0.0040
发明钢2 0.405 0.255 1.300 0.0170 0.0022 0.031 0.147 0.147 0.040 0.106 0.870 0.0026 0.0036
发明钢3 0.420 0.094 1.330 0.0100 0.0020 0.028 0.200 0.151 0.030 0.300 0.155 0.0021 0.0039
发明钢4 0.427 0.093 1.310 0.0095 0.0022 0.0333 0.199 0.149 0.030 0.299 0.310 0.0021 0.0044
发明钢5 0.427 0.095 1.000 0.0096 0.0020 0.028 0.197 0.101 0.030 0.095 0.710 0.002 0.0036
发明钢6 0.420 0.095 1.000 0.0090 0.0018 0.022 0.198 0.102 0.028 0.096 0.924 0.0018 0.0032
发明钢7 0.420 0.091 1.010 0.0100 0.0015 0.033 0.198 0.100 0.030 0.710 0.100 0.0021 0.0035
发明钢8 0.425 0.092 1.030 0.0100 0.0017 0.031 0.201 0.104 0.032 0.916 0.098 0.0021 0.0042
发明钢9 0.416 0.089 1.010 0.0095 0.0017 0.022 0.198 0.100 0.001 0.105 0.905 0.0019 0.0033
发明钢10 0.425 0.092 1.020 0.0090 0.0021 0.033 0.197 0.102 0.031 0.101 0.923 0.0003 0.0044
发明钢11 0.423 0.091 1.320 0.0095 0.002 0.033 0.200 0.149 0.030 0.299 0.910 0.0020 0.0037
发明钢12 0.412 0.092 1.310 0.0090 0.0026 0.025 0.199 0.150 0.029 0.300 0.903 0.0021 0.0043
发明钢13 0.412 0.092 1.000 0.0095 0.0020 0.032 0.196 0.147 0.029 0.293 0.901 0.0021 0.0043
发明钢14 0.544 0.093 0.909 0.0090 0.0019 0.026 0.200 0.100 0.030 0.101 0.915 0.0019 0.0036
比较钢1 0.402 0.098 1.300 0.0090 0.0022 0.030 0.200 0.148 0.029 0.000 0.000 0.0019 0.0053
比较钢2 0.450 0.360 0.809 0.0090 0.0019 0.031 0.195 0.001 0.030 0.300 0.310 0.0019 0.0041
比较钢3 0.430 0.632 0.535 0.0110 0.0020 0.030 0.160 0.160 0.030 0.110 0.517 0.0022 0.0042
比较钢4 0.412 0.108 1.320 0.0095 0.0020 0.024 0.203 0.149 0.030 0.200 0.100 0.0021 0.0055
比较钢5 0.410 0.260 1.340 0.0100 0.0023 0.007 0.15 0.153 0.042 0.110 0.103 0.0026 0.0047
比较钢6 0.420 0.095 1.320 0.0090 0.0020 0.025 0.199 0.150 0.029 0.001 0.000 0.0020 0.0034
比较钢7 0.438 0.099 1.310 0.0100 0.0020 0.030 0.199 0.149 0.029 0.002 0.001 0.0020 0.0041
[表2]
钢种 关系式(1)(Mn/Si) 关系式(2)(Cu+Ni)/(C+Mn) 关系式(3)(Ni/Si)
发明钢1 5.2 0.24 1.24
发明钢2 5.1 0.57 3.41
发明钢3 14.1 0.26 1.65
发明钢4 14.1 0.35 3.33
发明钢5 10.5 0.56 7.47
发明钢6 10.5 0.72 9.73
发明钢7 11.1 0.57 1.10
发明钢8 11.2 0.70 1.07
发明钢9 11.3 0.71 10.17
发明钢10 11.1 0.71 10.03
发明钢11 14.5 0.69 10.00
发明钢12 14.2 0.70 9.82
发明钢13 10.9 0.85 9.79
发明钢14 9.8 0.70 9.84
比较钢1 13.3 <u>0.00</u> <u>0.00</u>
比较钢2 <u>2.2</u> 0.48 <u>0.86</u>
比较钢3 <u>0.8</u> 0.65 <u>0.82</u>
比较钢4 12.2 <u>0.17</u> <u>0.93</u>
比较钢5 5.2 <u>0.12</u> <u>0.40</u>
比较钢6 13.9 <u>0.00</u> <u>0.00</u>
比较钢7 13.2 <u>0.00</u> <u>0.01</u>
[表3]
Figure BDA0002556286010000241
Figure BDA0002556286010000251
[表4]
钢种 试片编号 加热温度(℃) 冷却速度(℃/秒) 淬火裂纹 回火温度(℃)
发明钢1 发明材料1 930 25 O→X(〉15小时) 200
发明钢2 发明材料2 930 25 X 200
发明钢3 发明材料3 930 25 O→X(〉15小时) 200
发明钢4 发明材料4 930 20 O→X(〉15小时) 200
发明钢5 发明材料5 930 50 X 220
发明钢6 发明材料6 950 25 X 220
发明钢7 发明材料7 930 25 X 200
发明钢8 发明材料8 900 25 X 220
发明钢9 发明材料9 930 20 X 220
发明钢10 发明材料10 930 20 X 200
发明钢11 发明材料11 930 20 X 200
发明钢12 发明材料12 930 20 X 200
发明钢13 发明材料13 900 20 X 200
发明钢13 发明材料14 950 50 O→X(〉15小时) -
发明钢14 发明材料15 930 20 X 200
比较钢1 比较材料1 930 20 O 200
比较钢1 比较材料2 930 20 O 250
比较钢2 比较材料3 930 20 O 200
比较钢3 比较材料4 930 25 O 200
比较钢4 比较材料5 930 20 O 200
比较钢5 比较材料6 930 20 O 200
比较钢6 比较材料7 930 20 O 200
比较钢7 比较材料8 930 20 O 200
[表5]
Figure BDA0002556286010000252
Figure BDA0002556286010000261
[表6]
Figure BDA0002556286010000262
如所述表1至表6所示，可知使用满足关系式(1)至关系式(3)的发明钢(1至14)制造的发明材料(1至15)不产生淬火裂纹，或者即使在淬火后保持短的时间后也发生正常断裂(拉伸试验时)而没有异常断裂。另一方面，使用不满足关系式(1)至关系式(3)中的至少一个的比较钢(1至7)制造的比较材料(1至8)产生淬火裂纹，或者只有在淬火热处理后保持长时间后才发生正常断裂。其中，异常断裂是指拉伸试验时在应力-应变率曲线中总伸长率的值非常低的过早断裂(pre-failure，pre-fracture)。
此外，可知发明材料(1至15)显示出1400-1600Mpa的屈服强度、1900-2100MPa的拉伸强度、0.7以上的屈强比、相对高的冲击吸收能量和生锈所需的时间长。
此外，可知与比较材料(1至8)相比，发明材料(1至15)中产生深度相对浅的脱碳层。
如图1所示，可知发明材料(4、6、15)显示出正常断裂，但比较材料(3)显示出过早断裂。即，比较材料(3)在显示出最大拉伸应力值之前发生断裂，并且伸长率值非常低。
此外，如图2和图3所示，可知在发明材料(4)和(12)的热轧钢板的表层存在铜和镍的含量相对高于钢板内部的富集层，并且镍元素的富集相对高。
如图4所示，可知淬火-回火热处理前的拉拔管[图4的(a)]由铁素体和珠光体相组成，但淬火-回火热处理后的拉拔管[图4的(b)]具有典型的回火马氏体相。

Claims (20)

1.一种耐冲击性优异的热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下且0％除外；P：0.03％以下且包括0％；S：0.004％以下且包括0％；Al：0.04％以下且0％除外；Cr：0.3％以下且0％除外；Mo：0.3％以下且0％除外；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下且0％除外；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，以体积％计，微细组织包含10-30％的铁素体和70-90％的珠光体，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)。
2.根据权利要求1所述的耐冲击性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板进一步包含选自Ti：0.04％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外和Sb：0.03％以下且0％除外中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1所述的耐冲击性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板具有600-1000MPa的拉伸强度。
4.一种制造耐冲击性优异的热轧钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下且0％除外；P：0.03％以下且包括0％；S：0.004％以下且包括0％；Al：0.04％以下且0％除外；Cr：0.3％以下且0％除外；Mo：0.3％以下且0％除外；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下且0％除外；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；以及
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷。
5.根据权利要求4所述的制造耐冲击性优异的热轧钢板的方法，其特征在于，所述钢坯进一步包含选自Ti：0.04％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外和Sb：0.03％以下且0％除外中的一种或两种以上。
6.根据权利要求4所述的制造耐冲击性优异的热轧钢板的方法，其特征在于，进一步包括将所述热轧钢板进行酸洗处理以获得热轧酸洗钢板的步骤。
7.一种钢管，以重量％计，所述钢管包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下且0％除外；P：0.03％以下且包括0％；S：0.004％以下且包括0％；Al：0.04％以下且0％除外；Cr：0.3％以下且0％除外；Mo：0.3％以下且0％除外；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下且0％除外；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，以体积％计，微细组织包含10-60％的铁素体和40-90％的珠光体，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)。
8.根据权利要求7所述的钢管，其特征在于，所述钢管进一步包含选自Ti：0.04％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外和Sb：0.03％以下且0％除外中的一种或两种以上。
9.一种制造钢管的方法，其包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下且0％除外；P：0.03％以下且包括0％；S：0.004％以下且包括0％；Al：0.04％以下且0％除外；Cr：0.3％以下且0％除外；Mo：0.3％以下且0％除外；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下且0％除外；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷；
对所述热轧钢板进行焊接以获得钢管；以及
将所述钢管进行退火热处理。
10.根据权利要求9所述的制造钢管的方法，其特征在于，所述钢坯进一步包含选自Ti：0.04％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外和Sb：0.03％以下且0％除外中的一种或两种以上。
11.根据权利要求9所述的制造钢管的方法，其特征在于，在所述退火热处理步骤之后，进一步包括拉拔的步骤。
12.根据权利要求9或11所述的制造钢管的方法，其特征在于，所述钢管的退火热处理在Ac1-50℃至Ac3+150℃的温度下进行3-60分钟。
13.一种部件，以重量％计，所述部件包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下且0％除外；P：0.03％以下且包括0％；S：0.004％以下且包括0％；Al：0.04％以下且0％除外；Cr：0.3％以下且0％除外；Mo：0.3％以下且0％除外；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下且0％除外；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，微细组织包含90％以上的马氏体和回火马氏体中的一种或两种以及10％以下的残留奥氏体，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)。
14.根据权利要求13所述的部件，其特征在于，所述部件进一步包含选自Ti：0.04％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外和Sb：0.03％以下且0％除外中的一种或两种以上。
15.根据权利要求13所述的部件，其特征在于，所述部件具有1400MPa以上的屈服强度和1800MPa以上的拉伸强度。
16.一种制造部件的方法，其包括以下步骤：
将钢坯加热至1150-1300℃的温度范围，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35-0.55％；Mn：0.7-1.5％；Si：0.3％以下且0％除外；P：0.03％以下且包括0％；S：0.004％以下且包括0％；Al：0.04％以下且0％除外；Cr：0.3％以下且0％除外；Mo：0.3％以下且0％除外；Ni：0.1-1.0％和Cu：0.1-1.0％中的一种或两种，Cu+Ni：0.4％以上；N：0.006％以下且0％除外；余量的Fe和其它杂质，所述合金元素满足下述关系式1至关系式3，
[关系式1]
(Mn/Si)≥3(重量比)
[关系式2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2(重量比)
[关系式3]
(Ni/Si)≥1(重量比)；
在Ar3温度以上，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板，所述热轧包括粗轧和精轧；
将所述热轧钢板进行层流冷却，并在550-750℃的温度下进行收卷；
对所述热轧钢板进行焊接以获得钢管；
将所述钢管进行退火热处理和拉拔；
将经过拉拔的所述钢管进行热成型以获得部件；以及
将所述部件进行淬火处理或者淬火和回火处理。
17.根据权利要求16所述的制造部件的方法，其特征在于，所述钢坯进一步包含选自Ti：0.04％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外和Sb：0.03％以下且0％除外中的一种或两种以上。
18.根据权利要求16所述的制造部件的方法，其特征在于，所述钢管的退火热处理在Ac1-50℃至Ac3+150℃的温度下进行3-60分钟。
19.根据权利要求16所述的制造部件的方法，其特征在于，所述淬火处理时的冷却速度为10-70℃/秒。
20.根据权利要求16所述的制造部件的方法，其特征在于，所述回火处理在150-230℃的回火温度下保持120-3600秒来进行。
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