CN114008233B - 用于石墨化热处理的线材、石墨钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本说明书公开了可用作工业机械或汽车等的机械部件用材料的石墨钢，并且特别地，用于石墨化热处理的钢丝以及石墨钢及其制造方法。根据所公开的石墨钢的技术方案，所述石墨钢以重量％计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的Fe和不可避免的杂质，其中所述石墨钢满足以下式(1)，具有显微组织，其中石墨颗粒分布在铁素体基体中，以及显示石墨化率为100％，(1)‑0.003＜[N]‑[Ti]/3.43‑[B]/0.77＜0.003其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。

Description

用于石墨化热处理的线材、石墨钢及其制造方法
技术领域
本公开内容涉及可用作工业机械或汽车的机械部件用材料的石墨钢，并且更特别地，用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢及其制造方法。
背景技术
通常，作为需要具有可切削性的机械部件的材料，使用通过向其中添加提供可切削性的元素例如Pb、Bi和S而制备的易切钢。在切割添加Pb的易切钢(其为最具代表性的易切钢)的过程期间，排放诸如有毒烟的有害物质，并且这些物质对人体非常有害，并导致不利地影响钢材料的回收的问题。
由于这样的问题，为了替代添加Pb的易切钢，已经提出了添加S、Bi、Te、Sn等，但是由于在制造过程期间容易产生裂纹，因此非常难以生产添加Bi的钢，以及S、Te和Sn可能在热轧期间导致裂纹。
已经提出了石墨钢以解决这样的问题。然而，虽然石墨是稳定相，但在通过向钢中添加碳而制备的石墨钢中，石墨作为渗碳体(其为亚稳相)而析出，并因此在不进行数十小时的长时间的另外热处理的情况下，难以析出石墨。在这样的长的热处理过程期间，发生脱碳，从而不利地影响最终产品的性能。
此外，虽然通过石墨化热处理使石墨颗粒析出，但是当在钢的基材中析出粗石墨颗粒时，产生裂纹的可能性可能增大。此外，当呈不均匀形状而不是呈球形形状的石墨颗粒不均匀地分布时，物理特性不均匀地分布，并因此在切割期间使切削加工性和表面粗糙度劣化，并且使工具的寿命缩短，使其难以获得石墨钢的优点。
发明内容
技术问题
提出本公开内容以解决以上问题，并且本公开内容的目的是提供用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢及其制造方法，所述石墨钢能够显著减少石墨化热处理时间并在热处理期间使细石墨颗粒均匀地分布在基材中。
技术方案
本公开内容的一个方面提供了用于石墨化热处理的钢丝，所述钢丝以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(A1)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)：
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
此外，尺寸为100nm或更小的TiN的数量可以为每100μm210个或更多个。
此外，珠光体的面积分数可以为95％或更大。
此外，抗拉强度可以为1100MPa或更小。
本公开内容的另一个方面提供了制造用于石墨化热处理的钢丝的方法，所述方法包括：制备坯料，所述坯料以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)；将坯料再加热；将经再加热的坯料热轧成钢丝；将钢丝卷绕；以及将经卷绕的钢丝冷却：
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
此外，再加热可以包括将坯料在1050℃至1150℃的温度范围内热处理60分钟或更长。
此外，将经再加热的坯料热轧成钢丝可以包括在900℃至1000℃的温度范围内对经再加热的坯料进行热轧。
此外，卷绕可以包括在超过800℃的温度范围内将钢丝卷绕。
此外，冷却可以包括以0.2℃/秒至5.0℃/秒的冷却速率将经卷绕的钢丝冷却至600℃。
本公开内容的另一个方面提供了石墨钢，所述石墨钢以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)；其中作为显微组织，石墨颗粒分布在铁素体基材中，以及石墨化率为100％，
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
此外，石墨颗粒的平均颗粒尺寸可以为10μm或更小。
此外，石墨颗粒的纵横比(长/短)可以为2.0或更小。
此外，石墨颗粒可以以2.0％或更大的面积分数分布。
此外，石墨颗粒可以以1000个/mm2或更大的密度分布。
此外，硬度可以为70HRB至85HRB。
本公开内容的另一个方面提供了制造石墨钢的方法，所述方法包括：制备钢丝，所述钢丝以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)；对制备的钢丝进行冷拔；以及进行石墨化热处理，
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
此外，冷拔可以包括以10％至20％的压缩率对制备的钢丝进行冷拔。
此外，进行石墨化热处理可以包括在740℃至780℃的温度范围内在2小时内进行热处理。
有益效果
根据本公开内容，可以通过以下来显著减少石墨化热处理时间：使用用于促进石墨化的合金组成并利用TiN充当用于形成石墨颗粒的核来促进石墨化，以及通过经由具有适当压缩率的冷拔诱导晶格缺陷来进一步促进石墨化。
此外，本公开内容提供了其中在石墨化之后细石墨颗粒均匀地分布在基材中的石墨钢。
发明的最优实施方式
本公开内容的一个方面提供了用于石墨化热处理的钢丝，所述钢丝以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(A1)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)：
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
具体实施方式
在下文中，将参照附图详细描述本公开内容的实施方案。然而，本发明可以以许多不同的形式呈现并且不应被解释为限于本文所阐述的实施方案。相反，提供这些实施方案使得本公开内容将是彻底且完整的，并且将向本领域技术人员充分地传达本发明的构思。
本说明书中使用的术语仅用于描述特定的实施方案，并且不旨在限制本公开内容。除非在上下文中具有明显不同的含义，否则以单数使用的表达涵盖复数的表达。在本说明书中，应理解，诸如“包含”或“包括”的术语旨在表明存在本说明书中所公开的特征、操作、功能、构成要素或其组合，并且不旨在排除可能存在或可能添加一个或更多个其他特征、操作、功能、构成要素或其组合的可能性。
本说明书中使用的术语具有本说明书所属领域的普通技术人员通常理解的含义。在本说明书的上下文中，通常使用的术语应以一致的含义解释。此外，除非含义被清楚地定义，否则本说明书中使用的术语不应以理想化或形式化的含义来解释。除非在上下文中具有明显不同的含义，否则以单数使用的表达涵盖复数的表达。
程度词例如“约”、“基本上”等在本文中以“当给定在所述环境中固有的制造、设计和材料公差时处于或接近于，”的含义使用，并且用于在陈述精确或绝对的数字和操作或结构关系以帮助理解本发明的情况下防止不道德的侵权者不公平地利用本公开内容。
虽然石墨是稳定相，但在通过向钢中添加碳而制备的石墨钢中，石墨作为渗碳体(其为亚稳相)而析出，并因此在不进行数十小时的长时间的另外热处理的情况下，难以析出石墨。在这样的长的热处理过程期间，发生脱碳，从而不利地影响最终产品的性能。
此外，虽然通过石墨化热处理使石墨颗粒析出，但是当在钢的基材中析出粗石墨颗粒时，产生裂纹的可能性可能增大。此外，当呈不均匀形状而不是呈球形形状的石墨颗粒不均匀地分布时，物理特性不均匀地分布，并因此在切割期间使切削加工性和表面粗糙度劣化，并且使工具的寿命缩短，使其难以获得石墨钢的优点。
为了解决上述问题，本公开内容提供了用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢及其制造方法，在所述石墨钢中在显著减少的石墨化热处理时间的情况下在热处理期间细石墨颗粒均匀地分布在基材中。
根据本公开内容的一个方面，用于石墨化热处理的钢丝以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质。
同时，由于使用所述用于石墨化热处理的钢丝来制备具有与钢丝的合金组成相同的合金组成的石墨钢，因此本文中没有限制地省略了关于限制石墨钢的合金组成的原因的描述，但是在本领域技术人员清楚地理解的范围内，其可以以与关于限制用于石墨化热处理的钢丝的合金组成的原因相同的方式来解释。
在下文中，将详细描述限制合金组成的原因。除非另有说明，否则下面列出的所有组分均表示重量％。
碳(C)：0.6重量％至0.9重量％
碳是用于形成石墨颗粒的必需元素。当C含量小于0.6重量％时，改善可切削性的效果不足并且即使在完成石墨化之后石墨颗粒也不均匀地分布。
相反，当C含量过度超过0.9重量％时，形成粗石墨颗粒并且纵横比增大，并因此可切削性，特别是表面粗糙度可能劣化。因此，在本公开内容中，优选将C含量控制为0.6重量％至0.9重量％。
硅(Si)：2.0重量％至2.5重量％
硅是钢水制造中所需的作为脱氧剂的组分并且作为石墨化促进元素而添加，因为硅使钢中包含的渗碳体不稳定从而使碳析出为石墨。在本公开内容中，优选将Si含量控制为2.0重量％或更大以获得这样的效果。
然而，当Si含量过度超过2.5重量％时，石墨化促进效果饱和，并且硬度由于固溶强化作用而增大，并因此在切割期间加速工具的磨损，根据非金属夹杂物的增多而引起脆化，并且在热轧期间可能引起过度脱碳。因此，在本公开内容中，优选将Si含量控制为2.0重量％至2.5重量％。
锰(Mn)：01重量％至06重量％
锰改善钢材料的强度和冲击特性，并且与钢中包含的硫结合以形成MnS夹杂物，从而有助于改善可切削性。在本公开内容中，优选将Mn含量控制为0.1重量％或更大以获得这样的效果。
相反，当Mn含量过度超过0.6重量％时，石墨化可能被抑制从而延迟石墨化完成时间，并且强度和硬度可能增大从而使可切削性劣化。因此，在本公开内容中，优选将Mn含量控制为0.1重量％至0.6重量％。
磷(P)：0.015重量％或更少
磷是钢中不可避免地包含的杂质。虽然可切削性可以通过弱化钢的晶界而增大一定程度，但磷由于显著的固溶强化作用而使铁素体的硬度增大，降低钢材料的韧性和抗延迟断裂性，导致表面缺陷，并因此优选将P含量控制为尽可能低。
虽然理论上将P含量控制为0重量％是有利的，但在制造过程期间P不可避免地包含在内。因此，控制P含量的上限是重要的，并因此在本公开内容中，将P含量的上限控制为0.015重量％。
硫(S)：0.03重量％或更少
虽然硫通过形成MnS夹杂物而有助于改善可切削性，但其显著抑制钢中的碳的石墨化，在晶界中偏析从而降低韧性，通过形成低熔点硫化物而抑制可热轧性，并且由于通过轧制拉伸的MnS而引起机械各向异性。因此，优选将S含量控制为尽可能低。
虽然理论上将S含量控制为0重量％是有利的，但S在制造过程期间不可避免地包含在内。因此，控制S含量的上限是重要的，并因此在本公开内容中，将S含量的上限控制为0.03重量％。
铝(Al)：0.01重量％至0.05重量％
铝是与硅一起促进石墨化的元素。这是因为当铝作为固溶体存在时使渗碳体不稳定，并且铝需要作为固溶体存在。在本公开内容中，优选将Al含量控制为0.01重量％或更大以获得这样的效果。
相反，当Al含量过度超过0.05重量％时，其作用饱和，在铸造过程期间喷嘴可能被堵塞，并且在奥氏体晶界中产生AlN，从而导致使用AlN作为核形成的石墨颗粒在晶界中的不均匀分布。因此，在本公开内容中，优选将Al含量控制为0.01重量％至0.05重量％。
钛(Ti)：0.01重量％至0.02重量％
与硼、铝等一样，钛与氮结合并形成氮化物例如TiN、BN和AlN。在恒温热处理期间，氮化物充当用于形成石墨颗粒的核。BN、AlN等由于其低的形成温度而在奥氏体形成之后在晶界中不均匀地析出。相反，由于TiN的形成温度高于AlN和BN的形成温度，因此TiN在奥氏体形成完成之前结晶，并因此TiN均匀地分布在奥氏体的晶界中和晶粒内部。因此，使用TiN作为核产生的石墨颗粒也精细且均匀地分布。为了获得这样的效果，优选将Ti含量控制为0.01重量％或更大。
相反，当Ti含量过度超过0.02重量％时，由于形成粗碳氮化物而消耗石墨形成所需的碳，并因此石墨化可能被抑制。因此，在本公开内容中，优选将Ti含量控制为0.01重量％至0.02重量％。
硼(B)：0.0005％至0.002％
硼与钢中包含的氮结合以形成BN。BN通过充当用于形成石墨颗粒的核来促进石墨化。优选将B含量控制为0.0005重量％或更大以获得这样的效果。
相反，当B含量过度超过0.002重量％时，BN含量在奥氏体的晶界中是过量的，从而导致在石墨化热处理之后石墨颗粒的不均匀分布，并且还使晶界弱化从而显著降低可热轧性。因此，在本公开内容中，优选将B含量控制为0.0005重量％至0.002重量％。
氮(N)：0.003重量％至0.015重量％
氮与钛、硼、或铝结合以形成TiN、BN、A1N等。特别地，氮化物例如BN和A1N主要形成在奥氏体的晶界中。在石墨化热处理期间，通过使用这样的氮化物作为核而使石墨颗粒均匀地分布。为此，在本公开内容中，N含量为0.003重量％或更大。
然而，当N含量过度超过0.015重量％时，过度形成氮化物，使得石墨颗粒可能不均匀地分布。或者，氮可能不与氮化物形成元素结合，而是以固溶体状态存在于钢中从而增大强度并使渗碳体稳定，从而使石墨化延迟。因此，在本公开内容中，优选将N含量控制为0.003重量％至0.015重量％。
氧(O)：0.005重量％或更少
在本公开内容中，氧起着重要的作用。氧与铝结合以形成氧化物。这样的氧化物的形成降低了固溶体铝的有效浓度，从而导致抑制了石墨化。此外，通过包含大量氧而形成的氧化铝在切割期间损坏切割工具，从而导致可切削性的劣化。由于这些原因，优选将O含量控制为尽可能低。然而，当O含量控制得太低时，在炼钢过程中引起精制负荷，并因此优选将上限控制为0.005重量％或更小。
本公开内容的剩余组分为铁(Fe)。然而，在一般的制造过程中，可能不可避免地混入来自原材料或周围环境的非预期的杂质，并因此无法将其排除。由于这些杂质对于普通制造过程中的任何技术人员而言可以是已知的，因此在本说明书中没有具体提及杂质。
根据本公开内容的一个实施方案，合金组分可以满足下式(1)。
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
式(1)是用于诱导细石墨颗粒的形成并显著减少石墨化所需时间的关系表达式，并且限制于以上范围的原因如下。
当式(1)的值为-0.003或更小时，由过量残留在钢中的Ti或B形成的粗TiN或BN不能充当用于形成石墨颗粒的合适核，并且不能期望细石墨颗粒及其均匀分布。相反，当式(1)的值为0.003或更大时，钢中固溶体N的含量增大从而显著延迟石墨化。因此，在本公开内容中，优选将式(1)的值控制为大于-0.003且小于0.003。
在根据本公开内容的具有上述合金组成范围并且满足式(1)的用于石墨化热处理的钢丝中，尺寸为100nm或更小的TiN的数量可以为每100μm210个或更多个。在本公开内容中，由于在石墨化热处理过程期间，TiN充当用于形成石墨颗粒的主要核，因此细TiN以高密度的分布有利于获得均匀且细的石墨颗粒，并因此其上限没有特别限制。
此外，在用于石墨化热处理的钢丝中，珠光体的面积分数可以为95％或更大。在本公开内容中，由于石墨颗粒通过珠光体的分解产生，因此较低的珠光体分数不可避免地导致较低的石墨颗粒分数，从而导致石墨颗粒的不均匀分布。高的珠光体面积分数有利于获得均匀且细的石墨颗粒，并因此其上限没有特别限制。
此外，用于石墨化热处理的钢丝的抗拉强度可以为1100MPa或更小。在本公开内容中，优选的是钢丝的强度不超过1100MPa以进行诱导晶格缺陷的冷拔以用于另外地促进石墨化，并因此其下限没有特别限制。
在下文中，首先将描述制造用于石墨化热处理的钢丝的方法，然后将详细描述制造石墨钢的方法。
根据一个实施方案的制造用于石墨化热处理的钢丝的方法包括：制备坯料，所述坯料以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(A1)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足式(1)：将坯料再加热；将经再加热的坯料热轧成钢丝；将钢丝卷绕；以及将经卷绕的钢丝冷却。
在下文中，将描述本公开内容的制造用于石墨化热处理的钢丝的方法的各步骤。
再加热步骤
根据本公开内容的一个实施方案，再加热步骤可以在对坯料进行热轧之前通过在1050℃至1150℃的温度范围内将坯料热处理60分钟或更长来进行。
当坯料的加热温度低于1050℃时，析出粗TiN从而降低TiN的密度，并且Al析出为A1N从而减少促进石墨化的固溶体Al的量。此外，当坯料的加热温度超过1150℃时，不仅制造成本增加，而且由于脱碳加速从而增大脱碳层的厚度，因此最终产品的品质可能劣化。因此，在本公开内容中，优选将再加热温度范围控制为1050℃至1150℃。
当热处理时间少于60分钟时，难以均匀地控制用于热轧的坯料的内部温度和外部温度，并因此在本公开内容中，优选将热处理时间控制为60分钟或更长。
将经再加热的坏料热轧成钢丝
根据本公开内容的一个实施方案，将经再加热的坯料热轧成钢丝的步骤可以通过在高于900℃且1000℃或更低的温度范围内对经再加热的坯料进行热轧以制备钢丝来进行。
当热轧温度低于900℃时，在热轧期间表面缺陷的可能性增大。当热轧温度超过1000℃时，奥氏体晶粒尺寸(Austenite Grain Size，AGS)增大，在对钢丝进行轧制之后在冷拔期间可能发生线材断裂。因此，在本公开内容中，优选将热轧温度范围控制为高于900℃且1000℃或更低。
优选将通过热轧制备的钢丝的直径控制为30mm或更小。这是因为由于从加热炉中取出的坯料的脱碳面积与热轧之后钢丝的脱碳面积成比例，因此随着线材直径增大，脱碳层变厚。
将钢丝卷绕
根据本公开内容的一个实施方案，钢丝的卷绕可以在超过800℃的温度范围内进行。
当卷绕温度低于800℃时，在卷绕期间钢丝的刚度增大从而增大了表面缺陷的可能性，并且难以获得完美的卷绕形状。因此，在本公开内容中，优选将卷绕温度范围控制为超过800℃。
将经卷绕的钢丝冷却
根据本公开内容的一个实施方案，可以以0.2℃/秒至5.0℃/秒的冷却速率将经卷绕的钢丝冷却至600℃。
当冷却速率大于5.0℃/秒时，由过冷奥氏体产生的硬质相例如马氏体可能导致在冷拔期间发生线材断裂。当冷却速率小于0.2℃/秒时，过度形成先共析相并因此减少珠光体的分数，从而导致石墨化热处理之后形成的石墨颗粒的不均匀分布。因此，在本公开内容中，优选将冷却速率控制为0.2℃/秒至5.0℃/秒。
在根据上述制造方法制备的本公开内容的用于石墨化热处理的钢丝中，尺寸为100nm或更小的TiN的数量可以为每100μm210个或更多个。在本公开内容中，由于在石墨化热处理过程期间TiN充当用于形成石墨颗粒的主要核，因此细TiN以高密度的分布有利于获得均匀且细的石墨颗粒，并因此其上限没有特别限制。
此外，所制备的用于石墨化热处理的钢丝的珠光体的面积分数可以为95％或更大。
此外，所制备的用于石墨化热处理的钢丝的抗拉强度可以为1100MPa或更小。在本公开内容中，优选的是钢丝的强度不超过1100MPa以进行诱导晶格缺陷的冷拔以用于另外地促进石墨化，并因此其下限没有特别限制。
在下文中，将描述根据本公开内容的制造石墨钢的方法。
根据一个实施方案的制造石墨钢的方法包括：制备坯料，所述坯料以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足式(1)；将坯料再加热；将经再加热的坯料热轧成钢丝；将钢丝卷绕；将经卷绕的钢丝冷却；对经冷却的钢丝进行冷拔；以及进行石墨化热处理。
在这方面，制备坯料、将坯料再加热、将坯料热轧成钢丝以及将钢丝卷绕和冷却与以上在制造用于石墨化热处理的钢丝的方法中描述的那些相同，并因此将省略其描述以避免重复。将分别描述通过如上所述的制造方法制备的钢丝的冷拔和石墨化热处理。
对经冷却的钢丝进行冷拔
在本公开内容中，对经冷却的钢丝进行冷拔的步骤是用于产生用于形成石墨颗粒的另外的核例如高密度的细TiN的重要步骤。在该步骤中，用于形成石墨颗粒的另外的核可以通过经由冷拔在钢丝中诱导晶格缺陷来形成。
根据本公开内容的一个实施方案，经冷却的钢丝的冷拔可以通过在10％至20％的压缩率下的冷拔来进行。
当压缩率小于10％时，不能通过冷拔在钢丝内部充分形成晶格缺陷，并因此其不能用作用于形成石墨颗粒的另外的核。当压缩率大于20％时，在拉拔期间可能发生线材断裂。因此，优选的是以10％至20％的压缩率进行本公开内容的冷拔。
石墨化热处理
在本公开内容中，可以在冷拔之后进行石墨化热处理。经由石墨化热处理，可以使钢中包含的碳石墨化以形成石墨钢。
根据本公开内容的一个实施方案，石墨化热处理可以在740℃至780℃的温度范围内在2小时内进行。该温度范围对应于时间-温度-转变(Time-Temperature-Transformation，TTT)曲线中石墨生成前端周围的温度范围，并且对应于其中热处理时间最短的温度范围。
当石墨化热处理温度低于740℃时，石墨化热处理时间增多。当石墨化热处理温度超过780℃时，石墨化热处理时间增多，由于珠光体的反向转变而产生奥氏体，并且在冷却期间可能再次产生珠光体。因此，在本公开内容中，优选将石墨化热处理温度范围控制为740℃至780℃。
通过上述石墨化热处理，可以制造石墨化率为100％的石墨钢。在这方面，石墨化率是指以石墨状态存在的碳的含量与添加到钢中的碳的含量的比率，如下式(2)中所定义。
(2)石墨化率(％)＝(1-未分解的珠光体中的C含量/钢中的C含量)×100
100％的石墨化率表明全部添加的碳均被消耗以产生石墨，并因此不存在未分解的珠光体，换言之，形成了其中石墨颗粒分布在铁素体基材中的显微组织。在这方面，铁素体中的固溶体碳和细碳化物中溶解的固溶体碳的量是极少的，并因此其不被考虑。
在下文中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的石墨钢。
根据一个实施方案的石墨钢以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.002％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足式(1)，其中作为显微组织，石墨颗粒分布在铁素体基体中，以及石墨化率为100％。
分布在石墨钢的铁素体基材中的石墨颗粒的平均颗粒尺寸可以为10μm或更小。在这方面，平均颗粒尺寸是指通过观察石墨钢的截面而检测到的颗粒的等效圆直径(Equivalent Circular Diameter，ECD)。由于较小的平均颗粒尺寸对于切割期间的表面粗糙度是有利的，因此其下限没有特别限制。
此外，石墨颗粒的纵横比(长/短)可以为2.0或更小。当石墨颗粒的纵横比超过2.0时，在显微组织中发生各向异性，从而不仅使机械特性例如冲击韧性劣化，而且还不利地影响切割期间的表面粗糙度。
此外，石墨颗粒可以以2.0％或更大的面积分数以1000个/mm2的密度分布。由于石墨颗粒的较高的面积分数和密度改善可切削性，因此其下限没有特别限制。
此外，根据本公开内容的一个实施方案的石墨钢的硬度可以为70HRB至85HRB。
当如上所述细石墨颗粒均匀地分布在石墨钢中时，所形成的石墨颗粒可以降低切割摩擦并充当裂纹萌生位点，从而显著改善可切削性。
在下文中，将通过实施例更详细地描述本公开内容。然而，需要注意的是，以下实施例仅旨在更详细地说明本公开内容并且不旨在限制本公开内容的范围。这是因为本公开内容的范围由权利要求中所描述的事项以及能够由此合理推断的事项来确定。
{实施例}
将包含下表1中列出的组分的坯料(截面：160mm×160mm)在再加热温度条件下保持90分钟并以高速度进行热轧以制备直径为27mm的用于石墨化热处理的钢丝。用于石墨化热处理的钢丝的再加热温度、钢丝轧制温度、卷绕温度和至600℃的冷却速率示于表2中。此外，表2中示出了对应于100nm或更小的尺寸的TiN的数量、珠光体的面积分数、抗拉强度、所制备的用于石墨化热处理的钢丝的可轧制性。
在对所制备的用于石墨化热处理的钢丝的每一者进行冷拔之后，使钢丝经受石墨化热处理以制备石墨钢。所制备的用于石墨化热处理的钢丝的冷拔压缩率示于表3中，并且在所有实施例和比较例中，石墨化热处理均在760℃下进行2小时。此外，表3中示出了所制备的石墨钢的石墨化完成、石墨颗粒的平均尺寸、纵横比(长/短)、石墨颗粒的面积分数、石墨颗粒的密度和硬度。
在表1至3中，发明钢对应于满足根据本公开内容的合金组成范围和式(1)的钢种，比较钢对应于不满足合金组成范围或式(1)的比较钢种。
实施例1至4对应于本公开内容的用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢，比较例1至12对应于使用比较钢1至12制备的用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢。比较例13至17对应于使用发明钢1的钢种但在与本公开内容的用于制造用于石墨化热处理的钢丝的条件不同的那些条件下制备的用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢。比较例18至19对应于使用发明钢1的钢种在相同的用于制造用于石墨化热处理的钢丝的条件下但以与本公开内容的冷拔压缩率不同的冷拔压缩率制备的用于石墨化热处理的钢丝和石墨钢。
[表1]
Figure BDA0003429484270000151
[表2]
Figure BDA0003429484270000161
Figure BDA0003429484270000171
[表3]
Figure BDA0003429484270000181
Figure BDA0003429484270000191
在下文中，参照表1至3对实施例和比较例进行评估。
参照表1至3，作为满足根据本公开内容的合金组成范围和式(1)的结果，确定了在根据实施例1至4的用于石墨化热处理的钢丝的每一者中，尺寸为100nm或更小的TiN的数量为每100μm210个或更多个，珠光体的面积分数为95％或更大，以及抗拉强度为1100MPa或更小。此外，在实施例1至4的各石墨钢中，作为显微组织，石墨颗粒分布在铁素体基材中，石墨化率为100％，石墨颗粒的平均颗粒尺寸为10μm或更小，石墨颗粒的纵横比(长/短)为2.0或更小，石墨颗粒以2.0％或更大的面积分数分布，石墨颗粒以1000个/mm2或更大的密度分布，以及硬度为70HRB至85HRB。
相比之下，与上述实施例1至4不同，在不满足合金组成范围或式(1)的比较例1至12中，不满足TiN密度、珠光体的面积分数、或钢丝的抗拉强度，未完成石墨化，石墨颗粒的平均颗粒尺寸大于10μm从而形成粗颗粒，石墨颗粒以2.0％或更小的面积分数分布，石墨颗粒的密度低，或者不满足硬度范围。
在比较例1中，由于1.02重量％的过量C含量，钢丝的抗拉强度超过1100MPa，并因此在冷拔期间发生线材断裂。在比较例2中，由于0.32重量％的低C含量，珠光体的分数低。由于石墨颗粒是通过珠光体分解而产生，因此较低的珠光体分数不可避免地导致较低的石墨颗粒分数。比较例2的石墨钢具有1.3％的低石墨颗粒面积分数和682个颗粒/mm2的低石墨颗粒密度。
在比较例3中，由于硅因1.00重量％的低Si含量而不能充分促进石墨化，因此石墨化不能在2小时内完成。因此，石墨颗粒面积分数和石墨颗粒密度低并且硬度高。在比较例4中，由于2.91重量％的过量Si含量，钢丝的抗拉强度超过1100MPa，并因此在冷拔期间发生线材断裂。
在比较例5中，由于锰因0.82重量％的过量锰含量而抑制石墨化，因此石墨化不能在2小时内完成。此外，由于过量的Mn含量，钢丝的抗拉强度超过1100MPa并且硬度高。在比较例6中，由于0.05重量％的低Mn含量，在冷拔期间发生线材断裂。
在比较例7中，由于0.0022重量％的低Ti含量，低TiN密度(颗粒/100mm2)不能充分充当用于形成细且均匀的石墨颗粒的核。因此，形成了粗石墨颗粒并且石墨颗粒的密度低。在比较例8中，由于0.0231重量％的过量Ti含量和低TiN密度，形成了粗TiN颗粒，并因此不能充分充当用于形成细且均匀的石墨颗粒的核。因此，形成了粗石墨颗粒并且石墨颗粒的密度低。
在比较例9中，式(1)的值小于-0.003，并因此由于过量残留在钢中的Ti或B而形成粗TiN或BN，从而不能充当适合于形成石墨颗粒的核。因此，形成了粗石墨颗粒并且石墨颗粒的密度低。在比较例10中，式(1)的值大于0.003，并因此由于钢中固溶体氮的高含量而延迟石墨化。因此，石墨化不能在2小时内完成。
在比较例11中，由于0.004重量％的过量B含量而不满足式(1)。因此，形成了粗石墨颗粒并且石墨颗粒的密度低。
在比较例12中，由于0.0221重量％的过量N含量而不满足式(1)，并且由于固溶体氮的过量含量，钢丝的抗拉强度增大。由于固溶体氮延迟石墨化，因此在2小时内未完成石墨化，并因此不满足硬度范围。
在比较例13中，由于1000℃的低再加热温度而形成粗TiN或BN，并且不能充当用于形成石墨颗粒的合适的核。因此，形成了粗石墨颗粒并且石墨颗粒的密度低。
在比较例14中，由于900℃的低热轧温度，在热轧期间形成了表面缺陷。
在比较例15中，由于750℃的低卷绕温度，获得了不良形状的经卷绕的钢丝。
在比较例16中，由于0.1℃/秒的低冷却速率而过度形成了先共析相，并因此不满足珠光体的面积分数。因此，石墨化热处理之后形成的石墨颗粒的密度低。在比较例17中，由于因8.0℃/秒的高冷却速率而由过冷奥氏体产生的硬质组织，在冷拔期间发生线材断裂。
在比较例18中，由于冷拔的压缩率超过20％，发生线材断裂，在比较例19中，由于小于10％的低压缩率，未充分产生晶格缺陷，并因此不能在2小时内完成石墨化。因此，石墨化热处理之后形成的石墨颗粒的密度低。
此外，基于上述结果，确定了可以根据本公开内容通过以下来显著减少石墨化热处理时间：使用用于促进石墨化的合金组成并利用TiN充当用于形成石墨颗粒的核来促进石墨化，以及通过经由具有适当的压缩率的冷拔诱导晶格缺陷来进一步促进石墨化。
此外，确定了根据本公开内容可以提供其中在石墨化之后细石墨颗粒均匀分布在基材中的石墨钢。
虽然已经参照示例性实施方案特别地描述了本公开内容，但是本领域技术人员应理解，在不脱离本公开内容的精神和范围的情况下，可以进行形式和细节上的各种变化。
工业实用性
根据本公开内容的石墨钢可以用作机械部件例如工业机械或汽车用材料。

Claims (16)

1.一种用于石墨化热处理的钢丝，以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.0019％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)：
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
2.根据权利要求1所述的钢丝，其中尺寸为100nm或更小的TiN的数量为每100μm2 10个或更多个。
3.根据权利要求1所述的钢丝，其中珠光体的面积分数为95％或更大。
4.根据权利要求1所述的钢丝，其中抗拉强度为1100MPa或更小。
5.一种制造用于石墨化热处理的钢丝的方法，所述方法包括：
制备坯料，所述坯料以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.0019％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)；
将所述坯料再加热；
将经再加热的坯料热轧成钢丝；
将所述钢丝卷绕；以及
将经卷绕的钢丝冷却：
其中所述冷却包括以0.2℃/秒至5.0℃/秒的冷却速率将所述经卷绕的钢丝冷却至600℃，
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
6.根据权利要求5所述的方法，其中所述再加热包括在1050℃至1150℃的温度范围内将所述坯料热处理60分钟或更长。
7.根据权利要求5所述的方法，其中将所述经再加热的坯料热轧成钢丝包括在900℃至1000℃的温度范围内对所述经再加热的坯料进行热轧。
8.根据权利要求5所述的方法，其中所述卷绕包括在超过800℃的温度范围内将所述钢丝卷绕。
9.一种石墨钢，以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.0019％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)：
其中作为显微组织，石墨颗粒分布在铁素体基材中，以及石墨化率为100％，
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
10.根据权利要求9所述的石墨钢，其中所述石墨颗粒的平均颗粒尺寸为10μm或更小。
11.根据权利要求9所述的石墨钢，其中所述石墨颗粒的纵横比(长/短)为2.0或更小。
12.根据权利要求9所述的石墨钢，其中所述石墨颗粒以2.0％或更大的面积分数分布。
13.根据权利要求9所述的石墨钢，其中所述石墨颗粒以1000个/mm2或更大的密度分布。
14.根据权利要求9所述的石墨钢，其中硬度为70HRB至85HRB。
15.一种制造石墨钢的方法，所述方法包括：
制备钢丝，所述钢丝以重量百分比(重量％)计包含：0.6％至0.9％的碳(C)、2.0％至2.5％的硅(Si)、0.1％至0.6％的锰(Mn)、0.015％或更少的磷(P)、0.03％或更少的硫(S)、0.01％至0.05％的铝(Al)、0.01％至0.02％的钛(Ti)、0.0005％至0.0019％的硼(B)、0.003％至0.015％的氮(N)、0.005％或更少的氧(O)，以及剩余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且满足下式(1)；
对制备的钢丝进行冷拔；
其中所述冷拔包括以10％至20％的压缩率对所述制备的钢丝进行冷拔，
以及
进行石墨化热处理，
(1)-0.003＜[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77＜0.003
其中在式(1)中，[Ti]、[N]和[B]分别为钛、氮和硼的重量％。
16.根据权利要求15所述的方法，其中所述进行石墨化热处理包括在740℃至780℃的温度范围内在2小时内进行热处理。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3721723B2 (ja) * 1996-06-27 2005-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材
JPH11131187A (ja) * 1997-10-24 1999-05-18 Kobe Steel Ltd 迅速黒鉛化鋼および迅速黒鉛化鋼の製造方法
JPH11229074A (ja) * 1998-02-10 1999-08-24 Nippon Steel Corp 高周波焼入れ性に優れた黒鉛鋼
JP4119516B2 (ja) * 1998-03-04 2008-07-16 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用鋼
JP4084462B2 (ja) * 1998-06-04 2008-04-30 Ｊｆｅ条鋼株式会社 快削熱間加工鋼材およびその製造方法
JP2003105485A (ja) 2001-09-26 2003-04-09 Nippon Steel Corp 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
KR100605723B1 (ko) * 2004-11-24 2006-08-01 주식회사 포스코 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법
KR100605722B1 (ko) * 2004-11-24 2006-08-01 주식회사 포스코 냉간단조성 및 쾌삭성이 우수한 기계구조용 흑연화 선재제조방법
KR101657790B1 (ko) * 2014-12-09 2016-09-20 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 강재 및 피삭성 및 냉간단조성이 우수한 흑연강
KR101657792B1 (ko) * 2014-12-11 2016-09-20 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 강재 및 피삭성이 우수한 흑연강
KR101819380B1 (ko) * 2016-10-25 2018-01-17 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
KR101917451B1 (ko) * 2016-12-21 2018-11-09 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법
KR102042063B1 (ko) * 2017-12-21 2019-11-08 주식회사 포스코 흑연화 열처리용 강재 및 피삭성이 향상된 흑연강

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