TW201432061A - 低合金－高強度鋼用的鋼合金組成 - Google Patents

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Abstract

本發明係關於一種供製造條、片、及管之低合金-高強度無碳化物的變韌鋼，其具有以下的化學組成(以重量%計)：0.10至0.70 C、0.25至4.00 Si、0.05至3.00 Al、1.00至3.00 Mn、0.10至2.00 Cr、0.001至0.50 Nb、0.001至0.025 N、最大0.15 P、最大0.05 S，其餘為鐵以及鋼混雜元素，與視需要添加的Mo、Ni、Co、W、Nb、Ti、或V及Zr與稀土中之一種或多種元素，唯其為避免AlN的一次析出而要滿足條件Al×N＜5×10-3(重量%)且為抑制雪明碳體的形成而要滿足條件Si+Al＞4×C(重量%)。

Description

低合金-高強度鋼用的鋼合金組成
本發明係關於低合金高強度鋼之鋼合金，且同時為韌性並具有如申請專利範圍第1項之優異耐磨耗性。
特別是，本發明係關於以該合金所製的管、條、及片，以其製造例如供汽車工業如載具體用之組件、承載結構或氣囊管及鋼瓶管的組件。在結構機械工業領域中，以該合金所製的耐磨板可例如使用於供挖掘機鏟高磨耗需求的情況。該鋼也使用於吸收瞬間衝擊能量的應用，例如防彈裝甲。
以該合金所製的管可建構為以熱軋或冷軋的條或以無縫製造的熔接管，且其視情況可具有偏離圓形的剖面。
以該合金所製的結構管或板也可使用於暴露在特別高應力之熔接鋼結構，例如起重機結構、橋樑結構、吊車結構、及高負荷載具結構。
對於持續較高強度及增進的加工特性與組件特性且同時降低重量及/或成本的要求，尤其是已導致超細顆粒雙工鋼的發展，其也為以「超級變韌體」著名的無碳化物鋼。具有殘餘奧氏體層之由變韌肥粒體所組成的該微結構的產生示意如圖1所示，與上變韌體及下變韌體微結構成對比。
這些鋼的特徵為例如強度1000至約2000MPa、視強度而定之斷裂伸度至少5%、及具有部份殘餘奧氏體之極細(奈米)結構的變韌微結構。
產生該超細微結構的方法係基於在變韌體區域中於低溫下的相轉變，同時避免雪明碳體的析出及麻田散體的形成。需要抑制在例如雪明碳體的變韌體中析出的碳化物，因為一方面因可能的破裂誘導物使其具有強烈的脆化效應而無法達到所需的韌度，且另一方面，無法建立供達到依據本發明特性所需要之穩定化奧氏體的比例。
然而，因為視合金的組成物而定之轉變動力在該低的轉變溫度下強烈減緩，特別是增加碳含量，可導致許多小時以上至多日之更長的等溫維持時間，而阻礙這些鋼的經濟用途。然而，對組件的經濟性生產而言無法接受該長的加工時間，使得訴求加速轉變作為解決的合金觀念。
需要達48小時長的等溫轉變時間之合金組成物已知來自WO 2009/0-75494。也不利的是該鋼除了碳及鐵以外含有昂貴的鎳、鉬、硼、及鈦，且可達的韌度不足 以供所述的應用領域。
供鐵軌的無碳化物變韌鋼例如已知來自DE 696 31 953 T2。除了錳以外，還有鉻及進一步的元素例如鉬、鎳、釩、鎢、鈦、及硼，所揭示鋼合金的矽含量為1至3%。
該公開案也提及除矽之外，添加鋁可降低或抑制變韌體中碳化物的形成並可穩定該剩餘的殘餘奧氏體。該鋼也容許克服長轉變時間的缺點，其中藉由單獨在空氣中連續冷卻(空氣硬化)可產生相對應的變韌體微結構。
該鋼係建構以供暴露於強烈磨耗應力下之鐵路的要求，然而其對於提及的應用領域之條、片、及管無法使用或不經濟，因為在該情況下除了耐磨耗性的要求以外，也必須符合強度及韌性的需求。此外，因其緊密的橫剖面，鐵軌的橫剖面維度明顯與條、片、及管者不同，而需要考量該鋼在空氣冷卻之後要達到的材料特性的合金概念之調整。該已知鋼也因添加鈦及其他合金元素例如鎳、鉬、及鎢而昂貴的缺點。
該已知鋼的進一步問題為未給予考量氮含量的訊息，其特別是當添加鋁時經由氮化鋁的形成而不利地影響材料特性。
添加鋁的結果因為對該鋼中所含氮的大親和力，在固化期間於鋼中一次析出形成粗的氮化鋁，其對延展性、刻擊韌性、爆裂行為、及鋼的使用壽命具有非常負 面的效應，且因此嚴重劣化機械特性。
結果，因為有害的氮化鋁之析出量及尺寸視該鋼中個別的氮及鋁含量而定，且因為未將氮列入考慮，無法預測具體的材料特性，使得以鋁或再加上進一步添加的鋁取代矽之該已知鋼合金無法以慣例使用。此外，對於依據本發明所述的應用領域可達到的韌性也不夠高。
已滿足對鋼合金的機械特性之要求可摘要如下： 強度：1250至2500MPa
斷裂伸度12%以上
-20℃下的刻擊韌性：至少15J
本發明的目標係說明低合金、高強度無碳化物的變韌鋼之鋼合金，其對於製造條、片、及管為韌性且耐磨耗，一方面比已知鋼合金更具成本效益，且另一方面確保符合例如強度、斷裂伸度、韌度等要求之均勻的材料特性。此外，當以空氣硬化在靜氣下冷卻時也可達到這些材料特性。
本目標係基於申請專利範圍第1項之前言連同其特徵化的特性而解決。有利的改善為其附屬申請專利範圍的主題。
圖1：微結構分類的變韌體。
圖2：轉變行為的示意表示。
圖3：試驗熔體17薄片的冷卻溫度過程(在靜氣下冷卻並淬火)。
圖4：比較習用及高強度鋼材料之經試驗的試驗合金的機械特徵值。
圖5：微結構的示意表示：具Nb(C，N)析出之前述奧氏體顆粒及不同方向的次顆粒結構。
圖6：預測氮化鋁(AlN)的一次析出之計算結果。
圖7：依據本發明合金的X射線圖譜。
依據本發明的教導，建議具有以下化學組成物的鋼合金(以重量%計)： 0.10至0.70 C
0.25至4.00 Si
0.05至3.00 Al
1.00至3.00 Mn
0.10至2.00 Cr
0.001至0.50 Nb
0.001至0.025 N
最大0.15 P
最大0.05 S
其餘為鐵以及與熔化有關的污染物，視需要添加Mo、Ni、Co、W、Nb、Ti、或V及Zr與稀有元素中之一種或多種元素，唯其為避免AlN的一次析出而要滿足條件Al×N<10-3(重量%)且為抑制雪明碳體的形成而要滿足條件Si+Al>4×C(重量%)。
可添加達總共的1重量%之視需要的稀土及反應性元素，例如Ce、Hf、La、Re、Sc、及/或Y。
在混扮團塊或扁塊的狀態下，依據本發明的鋼在空氣下冷卻後已經具有超過1250MPa的強度(Rm)、超過12%的斷裂伸度及於-20℃下至少15J的韌度(KBZ)(比較表1)。該微結構由無碳化物變韌體及含有比例至少75%變韌肥粒體的殘餘奧氏體、至少10%殘餘奧氏體及最大為5%麻田散體(或麻田散體相及/或分解的奧氏體)所組成。
依據本發明的鋼合金係基於自DE 6906 953 T2及WO 2009/075494 A1無碳化物變韌鋼的發展。
在本發明文中所進行的試驗已令人驚奇地顯示與達到所要求的材料特性之已知鋼合金相比，以目標添加0.05至3.0重量%範圍內的鋁及0.001至0.5重量%範圍內的鈮以空氣硬化，已經可達到除了優異的材料強度及耐磨耗性以外，可達到非常良好的韌度。特別是，鈮的添加藉由顆粒的改善而導致韌度特性的明顯增進，使得該合金符合考量機械特性及耐磨耗性之高要求。
而且，因鉻在0.10至2.00重量%範圍內有利的添加結果，可決定性地控制肥粒體形成的動力，使得可有效避免不利地影響材料特性之粗的多邊形肥粒體的形成。此重要觀點係因鋁及鉻之間的作用。當鋁加速肥粒體及變韌體轉變時，鉻的添加延遲肥粒體的轉變。(比較圖2)。該二元素的目標組合容許控制肥粒體及變韌體形成的動力。
除了添加鋁對於避免變韌體中碳化物析出的已知有利效應以外，試驗已顯示添加鋁比添加矽更明顯加速變韌體轉變的動力。後者也隨著鋁含量的增加而增加，其意為與僅以矽合金化的鋼相比在連續冷卻之後明顯增進依據本發明的鋼韌度及強度，亦即可達到較高的韌度及強度值。有利的是冷卻速率大於10℃/s，對較厚的片(例如超過10mm)也可達到機械特性所要求的組合；也可藉由在較厚的片之情況時以靜氣下的冷卻或調整合金的概念而達到所要求的機械特性。不同的合金元素對轉變動力的影響如圖2所示。示意顯示C、Si、Al、Mn、Cr及Mo對肥粒體、波來體、及變韌體轉變動力及對麻田散體的開始溫度的效應。
依據本發明，與已知鋼相比，為達到這些有利的特性嚴格需要：氮含量不超過0.025%之所述的上限、較佳為0.015%或最佳為0.010重量%，以使在鋼中以一次析出之有害的氮化鋁數量及尺寸最小化，其中再加上必須滿足條件Al×N<5×10-3。否則，需要0.001重量% 之最低含量的氮，最佳為0.0020，以使能夠形成以顆粒改善而增加韌度之所需的鈮碳氮化物。
經試驗的合金組成物及所決定的機械特性如表1所示。所有樣品加熱至約950℃並再於靜氣下冷卻或進行加速冷卻。視片的厚度及組成物而定選擇所需的冷卻速度。機械採樣的結果顯示，因為過低的Cr含量，樣品熔體14無法達到所要求的特性。因為12mm之較大的片厚度，試驗熔體16僅在加速冷卻後滿足要求。在靜氣下冷卻或淬火之一般溫度曲線如圖3所示。
圖4中顯示，比較習用及高強度鋼材料之一些經試驗的試驗熔體及其機械特徵與冷卻條件。可看到在已發展的鋼中較高強度材料的區域具增進的拉伸特性。
該結果確認在硬化狀態下優異的機械特性(對於半完成的產品例如混扮團塊或扁塊已具有依據本發明的鋼合金之強度及韌度)(表1)。
作為必要元素，鋁扮演重要的角色，其與矽共同除了加速轉變動力以外也抑制變韌體中碳化物的析出，結果，因為碳在肥粒體中僅具有有限的溶解度，殘餘奧氏體便穩定化。變韌體中至少10%的高比例殘餘奧氏體導致除了極細的薄片微結構以外還有優異的機械特性。以掃描式電子顯微鏡決定不同的微結構組份，其中決定出300nm的平均層間距。含有細薄片微結構的次結構(例如次顆粒)之前述奧氏體顆粒的示意表示示意如圖5所示。在此，經由Nb(C，N)析出使前述的奧氏體顆粒結構穩定化。
也可再有利地使用所謂TRIP效應之具有相對應比例的殘餘奧氏體。通常以詞語TRIP(轉變誘導的塑性)所指的鋼為同時具有很高強度及高延展性的鋼，使其特別適用於冷形成。因為其特別的微觀結構而獲得該特性，其中變形誘導的麻田散體的形成及與其相關的加工硬化受抑制且延展性增加。TRIP效應的效果於約1至20%的殘餘奧氏體比例為最佳。
下述中，更詳細解釋依據本發明的合金概念。
- 碳：為了材料足夠強度的原因，其最低含量不應低於0.10重量%。考量足夠低的麻田散體的開始溫度及以此 之很細微結構的建立，然而仍然良好的熔接性，碳含量不應超過0.70重量%。已證明在0.15至0.60重量%的碳含量為有利的，其中當碳含量在0.18至0.50重量%時可達到最佳的特性。
- 鋁/矽：在連續冷卻之後達到所要求的材料特性之必要元素為鋁，其強烈加速轉變動力。
為了達到此效應，鋁含量應該為至少0.05重量%但最大3.00重量%，因為否則可形成粗的多邊形肥粒體，其又不利地影響材料特性。若鋁含量過低，變韌轉變又變得太慢，使得麻田散體的形成提升，其不利地影響斷裂伸度及刻擊韌性。為了足夠抑制變韌體中的碳化物，可添加含量為0.25至4.00重量%的矽。在鋁含量為0.07至1.50重量%下可達到良好的材料特性，且最佳為0.09至0.75重量%。相對應的矽含量為0.50至1.75重量%或0.75至1.50重量%。
- 至少0.10至2.00重量%的鉻之目標添加的結果可減緩肥粒體轉變，且經由與鋁的組合，可以目標的方式控制肥粒體及變韌體形成的動力。有利的鉻含量為0.10至1.75重量%或0.10至1.50重量%。
- 錳：因為在強度之間的妥協，可藉由較高的添加而達到，在1.00至3.00重量%範圍內的錳添加導致與鋼合金的個別要求有關，且以較低含量可達到足夠的韌度。考量很好或最佳特性的組合，錳含量應該為1.50至2.50重量%或1.70至2.70重量%。
- 鈮/氮：必須建立0.001至0.50重量%的鈮含量，供確保Nb(C，N)的形成。所得的顆粒改善貢獻至韌度特性的明顯增進。除了建議0.001至0.025重量%的氮含量供形成Nb(C，N)以外，因為NbN比NbC更穩定且因此導致增加的顆粒改善。在0.001至0.015或0.002至0.010重量%之有利的氮含量之下，有利的鈮含量為0.001至0.10或0.001至0.05重量%。此外，添加氮預防C經由Nb的過量結合，因為否則C的奧氏體穩定化效應可消失。
- 若需要，可添加例如鉬(達1.00重量%)、鎳(達5.00重量%)、鈷(達2.00重量%)、或鎢(達1.50重量%)，作為固溶硬化劑供進一步增加強度。作為替代方案或微量合金元素以外，可添加例如釩達0.2重量%及/或鈦達0.10重量%。應該觀察到最大0.20重量%的Ti、V及最大5.50重量%的Ni、Mo、Co、W、Zr之總含量。為了利用這些合金元素的效應，應該觀察到0.01重量%的最低含量。
稀土及反應性元素：可視需要添加稀土及反應性元素例如Ce、Hf、La、Re、Sc及/或Y，在總含量達1重量%之下，以達到最佳的層間距且因此供進一步增加強度及韌度。若需要，應該添加20ppm的總含量。
在合金的組成物中，應該固定以下的條件，以達到所要求的材料特性，特別是轉變動力及轉變行為(圖2)的機械技術特性、殘餘奧氏體的穩定化、及麻田散體的開始溫度，而將冷卻速率列入考慮時，其中在所述 經驗地決定的方程式中，必須插入以重量%計的C、Mn、Si、Al、Cr、及Mo含量及以℃/s計的冷卻速率T。依據方程式中所使用的變數，選擇使用於方程式中之係數的單位。
肥粒體轉變的動力：
固定或設定該機械-技術特性且特別為避免不利地影響材料特性之粗的多邊形肥粒體顆粒的形成，必須滿足以下的條件：
變韌體轉變的動力：
必須建立變韌體轉變動力的以下方程式，以達到供機械技術特性之具有極細構造的變韌肥粒體/殘餘奧氏體層之適當的微結構：
麻田散體開始溫度(℃)：
為避免對機械技術特性危害之更大的麻田散體微結構比例，麻田散體開始溫度必須決定如下：525-(350 x C)-(45 x Mn)-(16 x Mo)-(5 x Si)+(15 Al)<<400
為穩定殘餘奧氏體，必須抑制雪明碳體的形成。此可藉由指向目標與Si及Al形成合金而達到，因為該二元素在雪明碳體中的溶解度很低。因此，必須滿足以下條件：Si+Al>43 x C
為避免有害的一次AlN析出，必須滿足以下條件：Al x N>5 x 10-3
圖6中，再次示意顯示此關係。
轉變容量：
為建立基於所述微結構之依據本發明的特性，在最終熱處理之前必須達到依據本發明鋼的完全奧氏體化(比較圖1)
為了達到所要求的機械特性組合(強度、延展性、及韌度)，要滿足肥粒體及奧氏體形成物之以下關係：C+Si/6+Mn/4+(Cr+Mo)/3>1。
依據本發明鋼的微結構係由肥粒體及殘餘奧氏體層所組成。可具有比例達5%的麻田散體(或麻田散體/奧氏體相及/或分解的奧氏體)。明顯影響該鋼的機械特性之該微結構的二個最重要特徵為層間距及殘餘奧氏體的比例。層間距越小及殘餘奧氏體的比例越高，則材料的強度及斷裂伸度越高。
為了達到所要求至少1250至2500MPa的材料高強度，平均層間距應小於750nm，有利為小於500nm。
為了達到至少12%的拉伸值(及斷裂伸度)，應該含有至少10%的殘餘奧氏體比例及至多5%的麻田散體比例。
為了藉由鈮碳氮化物的形成使顆粒改善達到高韌度，平均的前述奧氏體顆粒尺寸不應該超過100μm的值。
因為微結構很細，該微結構的組份彼此之間在微觀上難以區分，使得必須視情況使用電子顯微鏡及x射線繞射之組合。
可藉由掃描式電子顯微鏡區分該微結構的組份。以此方式，決定平均的層間距為約300nm。
x射線繞射測量的結果如圖7所示。由x射線圖譜的密度分佈，可決定本微結構組份的晶體結構及其相比例。
使用x射線繞射方法決定殘餘奧氏體的比例為10%至20%。

Claims (10)

  1. 一種供製造條、片、及管之低合金-高強度無碳化物的變韌鋼之鋼合金，其具有以下的化學組成(以重量%計)：0.10至0.70 C 0.25至4.00 Si 0.05至3.00 Al 1.00至3.00 Mn 0.10至2.00 Cr 0.001至0.50 Nb 0.001至0.025 N最大0.15 P最大0.05 S其餘為鐵以及鋼與混雜元素，與視需要添加的Mo、Ni、Co、W、Nb、Ti、或V及Zr與稀土中之一種或多種元素，唯其為避免AlN的一次析出而要滿足條件Al×N<5×10-3(重量%)且為抑制雪明碳體的形成而要滿足條件Si+Al>4×C(重量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項之鋼合金，其中該合金具有以重量%計之以下含量：0.15至0.60 C 0.50至1.75 Si 0.07至1.50 Al 1.50至2.50 Mn 0.10至1.75 Cr 0.001至0.10 Nb 0.001至0.015 N。
  3. 如申請專利範圍第2項之鋼合金，其中該合金具有以重量%計之以下含量：0.18至0.50 C 0.75至1.5 Si 0.09至0.75 Al 1.70至2.50 Mn 0.10至1.5% Cr 0.001至0.05 Nb 0.002至0.010 N。
  4. 如申請專利範圍第2項之鋼合金，其中該待成為合金的元素視需要具有以重量百分比計之以下含量：最大5.00 Ni最大1.00 Mo最大2.00 Co最大1.50 W最大0.10 Ti最大0.20 V其中該Ti、V的總含量為最大0.20%且該Ni、Mo、Co、W的總含量為最大5.50重量%。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之鋼合金，其中該微結構係由無碳化物的變韌體及殘餘奧氏體 (austenite)所組成，其為至少75%變韌體、至少10%殘餘奧氏體、及最大達5%麻田散體(martensite)的比例。
  6. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之鋼合金，其中為達到所要求的材料特性，固定以下的條件，供轉變動力、麻田散體開始溫度及微結構的形成：- 肥粒體(ferritic)轉變動力(在此的C、Mn、Si、及Al相當於以重量%計的元素含量且T為以C/s計的冷卻速率)： - 變韌體轉變動力(在此的C、Mn、及Al相當於以重量%計的元素含量且T為以C/s計的冷卻速率)：400 x exp[(-7x C)-(4 x Mn)+8Al+3]/T>1- 麻田散體開始溫度(在此的C、Mn、Si、Al、及Mo相當於以重量%計的元素含量)：525-(350 x C)-(45 x Mn)-(16 x Mo)-(5x Al)<<400- 殘餘奧氏體的穩定化(在此的C、Si、及Al相當於以重量%計的元素含量)：Si+Al>4 x C- 避免一次的AlN析出(在此Al及N相當於以重量%計的元素含量)：Al x N<5 x 10-3- 滿足所要求的機械特性之組合：C+Si/6+Mn/4+(Cr+Mo)/3>1。
  7. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之鋼合金，其中該殘餘奧氏體層的平均距離小於750nm。
  8. 如申請專利範圍第7項之鋼合金，其中該整個殘餘奧氏體層的平均距離小於500nm。
  9. 一種如申請專利範圍第1至7項中任一項之鋼合金的用途，其係用於熱軋或冷軋的條形薄片金屬管輪廓或用於汽車工業、建築工業、及機械建造的鍛造部件及桿和線。
  10. 一種如申請專利範圍第1至7項中任一項之鋼合金的用途，其係用於磨耗部件及裝甲的部件。
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