本發(fā)明涉及沖擊韌性優(yōu)異的線材及其制造方法,其中所述線材能夠用于暴露在多種外部負(fù)載環(huán)境的工業(yè)機(jī)械、汽車等的部件。
背景技術(shù):
最近,為了減少被指為環(huán)境污染的主要原因的二氧化碳的排放而進(jìn)行的努力已成為全球性問題。作為其中一個(gè)環(huán)節(jié),在控制汽車尾氣方面正采取積極措施,作為對其的措施,汽車制造商欲通過提高燃油效率來解決該問題。然而,為了提高燃油效率,要求汽車的輕量化及高性能化,因此,汽車用材料或部件的高強(qiáng)度必要性正在增加。此外,對外部沖擊的穩(wěn)定性的要求也在逐漸提高,因此沖擊韌性也被認(rèn)知為是材料或部件的重要的物理性質(zhì)。
鐵素體或珠光體組織的線材在確保優(yōu)異的強(qiáng)度及沖擊韌性方面是有限制的。具有這些組織的材料通常具有沖擊韌性高,而強(qiáng)度相對低的特征,為了提高強(qiáng)度而實(shí)施冷拔時(shí),雖然能夠得到高強(qiáng)度,但是存在沖擊韌性會與強(qiáng)度的上升成比例地急劇下降的缺點(diǎn)。
因此,通常為了同時(shí)體現(xiàn)優(yōu)異的強(qiáng)度和沖擊韌性,會利用貝氏體組織或回火馬氏體組織。貝氏體組織可以使用經(jīng)過熱軋的鋼材并通過恒溫相變熱處理來獲得,回火馬氏體組織可以通過淬火或回火熱處理來獲得。然而,僅通過通常的熱軋及連續(xù)冷卻工序無法穩(wěn)定地獲得這些組織,因此需要使用經(jīng)過熱軋的鋼材并通過如上所述的進(jìn)一步的熱處理工序才能實(shí)現(xiàn)。
如果即使沒有進(jìn)行進(jìn)一步的熱處理也能夠確保高強(qiáng)度和優(yōu)異的沖擊韌性,則從材料到部件生產(chǎn)的工序的一部分可以被省略或變得簡單,從而具有提高生產(chǎn)性并降低制造成本的優(yōu)點(diǎn)。
然而,目前還未能開發(fā)出沒有進(jìn)行進(jìn)一步的熱處理工序而利用熱軋及連續(xù)冷卻工序來穩(wěn)定地獲得貝氏體或馬氏體組織的線材,因此對這種線材的開發(fā)的需要正在呈上升趨勢。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素:
要解決的技術(shù)問題
本發(fā)明的目的在于,提供沒有進(jìn)行進(jìn)一步的熱處理工序而只通過熱軋及連續(xù)冷卻工序也能夠具有高強(qiáng)度和優(yōu)異的沖擊韌性的線材及其制造方法。
本發(fā)明欲解決的技術(shù)問題并不限定于上述提及的技術(shù)問題,本領(lǐng)域技術(shù)人員通過下述記載能夠明確理解未被提及的其他技術(shù)問題。
技術(shù)方案
本發(fā)明的一實(shí)施方式提供沖擊韌性優(yōu)異的線材,以重量%計(jì),包含:0.05~0.15%的碳(c)、0.2%以下的硅(si)、超過3.5%且5.0%以下的錳(mn)、0.5~2.0%的鉻(cr)、0.020%以下的磷(p)、0.020%以下的硫(s)、0.010~0.050%的鋁(al)和余量的fe及不可避免的雜質(zhì),以面積分?jǐn)?shù)計(jì),微細(xì)組織包含95%以上的馬氏體和余量的殘留奧氏體(γ)。
本發(fā)明的另一實(shí)施方式提供沖擊韌性優(yōu)異的線材的制造方法,其包括以下步驟:對鋼材進(jìn)行再加熱,以重量%計(jì),所述鋼材包含:0.05~0.15%的碳(c)、0.2%以下的硅(si)、超過3.5%且5.0%以下的錳(mn)、0.5~2.0%的鉻(cr)、0.020%以下的磷(p)、0.020%以下的硫(s)、0.010~0.050%的鋁(al)和余量的fe及不可避免的雜質(zhì);對所述經(jīng)過再加熱的鋼材進(jìn)行熱軋;在所述熱軋后以0.2℃/s以上的速度冷卻至mf~mf-50℃的溫度范圍;以及對所述經(jīng)過冷卻的鋼材進(jìn)行空氣冷卻。
發(fā)明效果
根據(jù)如上所述的構(gòu)成的本發(fā)明,只利用熱軋及連續(xù)冷卻工序能夠提供工業(yè)機(jī)械及汽車用材料或部件所需要的強(qiáng)度及沖擊韌性優(yōu)異的線材。
此外,由于能夠省略現(xiàn)有的進(jìn)一步的熱處理工序,因此減少整體制造費(fèi)用方面非常有利。
優(yōu)選實(shí)施方式
下面,對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。本發(fā)明涉及具有優(yōu)異的沖擊韌性的線材及其制造方法,其中為了確保高強(qiáng)度及優(yōu)異的沖擊韌性,在沒有進(jìn)行如恒溫相變或淬火及回火等進(jìn)一步的熱處理工序的情況下,只通過熱軋及連續(xù)冷卻工序來進(jìn)行。
首先,對本發(fā)明的線材進(jìn)行詳細(xì)說明。以重量%計(jì),本發(fā)明的線材包含:0.05~0.15%的碳(c)、0.2%以下的硅(si)、超過3.5%且5.0%以下的錳(mn)、0.5~2.0%的鉻(cr)、0.020%以下的磷(p)、0.020%以下的硫(s)、0.010~0.050%的鋁(al)和余量的fe及不可避免的雜質(zhì)。
下面,對本發(fā)明的線材的鋼成分和組成范圍的限定理由進(jìn)行詳細(xì)說明(以下為重量%)。
碳(c):0.05~0.15%
碳為用于確保強(qiáng)度的必要元素,固溶于鋼中或以碳化物或滲碳體形態(tài)存在。為了提高強(qiáng)度,最容易的方法為通過增加碳含量來形成碳化物或滲碳體,但是,另一方面,由于會降低延展性和沖擊韌性,因此需要將碳的添加量調(diào)節(jié)至一定的范圍內(nèi)。本發(fā)明中c的含量優(yōu)選以0.05~0.15%范圍添加,這是由于當(dāng)碳含量小于0.05%時(shí),難以獲得所需要的強(qiáng)度,當(dāng)碳含量超過0.15%時(shí),沖擊韌性會急劇降低。
硅(si):0.2%以下
已知硅與鋁一同為脫氧元素,是提高強(qiáng)度的元素。已知硅是在將其添加到鋼材中時(shí)會固溶于鐵素體,從而通過鋼材的固溶強(qiáng)化而對強(qiáng)度增加非常有效的元素。但是,雖然硅的添加會使強(qiáng)度大幅度提高,但是會使延展性和沖擊韌性急劇降低,因此在需要充分的延展性的冷鍛部件的情況下非常限制硅的添加。本發(fā)明中為了最小化強(qiáng)度下降的同時(shí)確保優(yōu)異的沖擊韌性,所包含的所述硅的含量為0.2%以下。這是由于當(dāng)硅含量超過0.2%時(shí),難以確保所需要的沖擊韌性。更優(yōu)選包含0.1%以下。
錳(mn):超過3.5%且5.0%以下
錳能夠提高鋼材的強(qiáng)度,并提高淬透性,從而在寬范圍的冷卻速度下使容易形成如貝氏體或馬氏體等低溫組織。然而,當(dāng)錳含量為3.5%以下時(shí),由于淬透性不夠充分而難以在熱軋后通過連續(xù)冷卻工序來穩(wěn)定地確保低溫組織。此外,當(dāng)錳含量超過5.0%時(shí),在凝固時(shí)容易促進(jìn)mn的偏析??紤]到這些,本發(fā)明中優(yōu)選包含超過3.5%且5.0%以下的錳。
鉻(cr):0.5~2.0%
鉻與錳類似,能夠提高鋼材的強(qiáng)度和淬透性,尤其與錳一起添加時(shí)能夠提高沖擊韌性。然而,如果鉻含量小于0.5%,則強(qiáng)度、淬透性及沖擊特性的提高效果不大,如果鉻含量超過2.0%,則在提高強(qiáng)度和淬透性方面有效,但是會降低沖擊特性??紤]到這些,本發(fā)明中優(yōu)選包含0.5~2.0%的鉻。
磷(p):0.020%以下
所述磷是在晶界偏析而降低韌性,并降低耐延遲斷裂性能的主要原因,因此優(yōu)選盡量不包含。因上述理由,在本發(fā)明中將其上限限定為0.020%。
硫(s):0.020%以下
所述硫在晶界偏析而降低韌性,并形成低熔點(diǎn)乳化物(emulsion),從而阻礙熱軋,因此優(yōu)選盡量不包含。因上述理由,本發(fā)明中將其上限限定為0.020%。
鋁(al):0.010~0.050%
鋁是強(qiáng)力的脫氧元素,不僅去除鋼中的氧來提高清潔度,而且與鋼中固溶的氮結(jié)合而形成aln,從而能夠提高沖擊韌性。本發(fā)明中積極添加鋁,但是如果鋁含量小于0.010%,則難以期待其添加效果,如果鋁含量超過0.050%,則會大量生成氧化鋁夾雜物,從而會大幅度降低機(jī)械物理性質(zhì)??紤]到這一點(diǎn),本發(fā)明中優(yōu)選將鋁的含量設(shè)定為0.010~0.050%范圍。
除了包含所述組成以外,還包含余量的fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明中除了所述提及的合金組成以外,并不排除添加其他合金的情況。
另外,本發(fā)明中,所述錳(mn)、鉻(cr)及碳(c)的含量優(yōu)選滿足下述關(guān)系式1。
[關(guān)系式1]
4.0≤c(mn+cr)5/50≤9.0
但是,所述關(guān)系式1中,錳(mn)、鉻(cr)及碳(c)分別表示該元素的重量標(biāo)準(zhǔn)含量。
如所述關(guān)系式1所示,本發(fā)明中能夠通過控制錳、鉻及碳的含量來制備具有更加優(yōu)異的沖擊韌性的線材。即,錳和鉻提高淬透性,從而在冷卻速度相對小的情況下也能使容易地形成馬氏體,并且低含量的碳和鉻能夠?qū)Ω纳岂R氏體的沖擊韌性方面做出很大的貢獻(xiàn)。
此外,本發(fā)明中,所述錳(mn)及硅(si)的含量優(yōu)選滿足下述關(guān)系式2。
[關(guān)系式2]
mn/si≥22
但是,所述關(guān)系式2中,錳(mn)及硅(si)分別表示該元素的重量標(biāo)準(zhǔn)含量。
本發(fā)明中,錳能夠提高淬透性,因此在冷卻速度相對小的情況下也能使容易地生成馬氏體。另外,雖然硅固溶于鋼中從而提高強(qiáng)度,但是具有降低沖擊韌性的缺點(diǎn)。
本發(fā)明人著手于上述問題并不斷進(jìn)行研究和實(shí)驗(yàn)的結(jié)果,確認(rèn)了所述錳和硅的關(guān)系以重量%標(biāo)準(zhǔn)滿足mn/si≥22時(shí)能夠提供具有優(yōu)異的強(qiáng)度和沖擊韌性的馬氏體組織的線材,并提出該組成成分關(guān)系式。
另外,本發(fā)明的線材的任一截面區(qū)域的錳的最大濃度[mnmax]和最小濃度[mnmin]的比優(yōu)選滿足下述關(guān)系式3。
[關(guān)系式3]
[mnmax]/[mnmin]≤4
本發(fā)明中,錳能夠提高淬透性,從而在冷卻速度相對小的情況下也使得容易生成馬氏體,但是錳局部偏析時(shí),雖然馬氏體會容易生成,但是在錳耗盡的區(qū)域中會形成鐵素體,導(dǎo)致微細(xì)組織不均勻,從而使沖擊韌性處于劣勢。
本發(fā)明人著手于上述問題不斷進(jìn)行研究和實(shí)驗(yàn)的結(jié)果,確認(rèn)了在所述線材的任一截面區(qū)域中錳的最大濃度和最小濃度的比為4以下時(shí),能夠提供具有優(yōu)異的強(qiáng)度和沖擊韌性的馬氏體組織的線材,并提出了該關(guān)系式。
下面,對本發(fā)明的微細(xì)組織進(jìn)行詳細(xì)說明。
本發(fā)明的線材的微細(xì)組織包含95面積%以上的馬氏體和余量的殘留奧氏體(γ)。本發(fā)明的馬氏體具有碳含量低,從而雖然為高強(qiáng)度,但是延展性高,并且沖擊韌性也非常優(yōu)異的特征。然而,當(dāng)除了所述馬氏體以外的貝氏體或殘留奧氏體的量增多時(shí),在沖擊韌性方面有所有利,但是無法防止強(qiáng)度的降低,因此不優(yōu)選。因此,本發(fā)明的線材包含95面積%以上的馬氏體。
優(yōu)選地,本發(fā)明的線材是截面為圓形的材料,拉伸強(qiáng)度為1000~1200mpa,沖擊值為80j以上。
其次,對本發(fā)明的制造線材的方法進(jìn)行詳細(xì)說明。
本發(fā)明的線材的制造方法包括以下工序:準(zhǔn)備具有上述組成的鋼,然后進(jìn)行再加熱;對所述經(jīng)過再加熱的鋼材進(jìn)行熱軋;在所述熱軋后以0.2℃/s以上的冷卻速度冷卻至mf~mf-50℃的溫度范圍;以及對所述經(jīng)過冷卻的鋼材進(jìn)行空氣冷卻。
首先,本發(fā)明中準(zhǔn)備具有上述組成成分的鋼材,然后進(jìn)行再加熱。本發(fā)明中可使用的再加熱溫度范圍優(yōu)選使用1000~1100℃范圍。
所述鋼材的形狀不受特別限定,通常優(yōu)選為鋼坯(bloom)或坯錠(billet)形狀。
其次,對所述經(jīng)過再加熱的鋼材進(jìn)行熱軋,從而制造線材。所述熱軋的熱精軋溫度不受特別限定,但是優(yōu)選以850~950℃的范圍進(jìn)行控制。
對所述經(jīng)過熱軋的鋼材進(jìn)行冷卻處理,所述冷卻優(yōu)選以0.2℃/s以上的冷卻速度冷卻至mf~mf-50℃的溫度范圍。如果冷卻終止溫度超過mf,則難以確保充分量的馬氏體組織,如果小于mf-50℃,則鋼材充分被冷卻而易于處理,但是會降低生產(chǎn)性,因此冷卻終止溫度優(yōu)選設(shè)定為mf~mf-50℃的溫度范圍。所述mf表示從奧氏體到馬氏體的相變終止溫度。
本發(fā)明中,進(jìn)行熱軋后通過實(shí)施連續(xù)冷卻來確保馬氏體組織,從而確保優(yōu)異的強(qiáng)度和沖擊韌性。由此,能夠省略現(xiàn)有技術(shù)中實(shí)施的如淬火及回火等熱處理,從而無需進(jìn)行進(jìn)一步的工序,因此具有在制造成本方面非常有利的優(yōu)點(diǎn)。
此外,本發(fā)明中,從冷卻開始溫度到冷卻終止溫度區(qū)間優(yōu)選以0.2℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。當(dāng)以0.2℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻,然后經(jīng)過空氣冷卻步驟時(shí),能夠確保面積分?jǐn)?shù)95%以上的馬氏體組織。
具體實(shí)施方式
下面,對本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行詳細(xì)說明。下述實(shí)施例僅用于理解本發(fā)明,本發(fā)明并不限定于實(shí)施例。
(實(shí)施例)
鑄造具有下述表1的組成成分的鋼水,然后在1100℃下進(jìn)行再加熱后,軋制成直徑為15mm的線材,然后以表2的冷卻速度冷卻至mf溫度以下的150℃,然后進(jìn)行空氣冷卻,由此制造了線材。另外,利用膨脹計(jì)(dilatometer)測定馬氏體相變終止溫度mf,根據(jù)化學(xué)組成會有所差異,顯示出150~200℃范圍。
對于如上所述制造的線材,分析微細(xì)組織并表示在表2中,測定拉伸強(qiáng)度和沖擊韌性并表示在表2中。另外,利用電子探針微量分析(epma,electronprobemicro-analysis)測定了錳的濃度。
另外,就常溫拉伸試驗(yàn)而言,到屈服點(diǎn)為止使用0.9mm/分鐘的十字頭速度(crossheadspeed),之后以6mm/分鐘的十字頭速度來實(shí)施并進(jìn)行測定。此外,就沖擊試驗(yàn)而言,利用對試片施加沖擊的擺錘(striker)的邊緣(edge)部曲率為2mm且試驗(yàn)容量為500j的沖擊試驗(yàn)機(jī),在常溫下實(shí)施并進(jìn)行測定。
表1
(所述表1中,關(guān)系式1為c(mn+cr)5/50,關(guān)系式2為mn/si,余量為fe和不可避免的雜質(zhì)。)
表2
(所述表2中關(guān)系式3為[mnmax]/[mnmin]。)
如上述表1及2所示,可以知道滿足本發(fā)明的鋼組成及制造方法的發(fā)明例1~8均獲得了95面積%以上的馬氏體組織,從而顯示1000~1200mpa以上的高拉伸強(qiáng)度和80j以上的優(yōu)異的沖擊韌性。
另外,發(fā)明例7是硅含量為0.1重量%以下的情況,可以知道與其他發(fā)明例相比,能夠確保非常優(yōu)異的沖擊韌性和伸長率。此外,在所述發(fā)明例中,將均滿足錳、鉻及碳的含量的關(guān)系式1(4.0≤c(mn+cr)5/50≤9.0)和錳及硅的關(guān)系式2(mn/si≥22.0)的1、4、5及7與未滿足所述條件的情況進(jìn)行比較時(shí),可以知道其沖擊韌性更加優(yōu)異。
即,可以知道所述發(fā)明例中未滿足關(guān)系式1(4.0≤c(mn+cr)5/50≤9.0)和/或關(guān)系式2(mn/si≥22.0)的發(fā)明例2、3、6及8的沖擊韌性相對地處于劣勢。
比較例9為鉻成分超出本發(fā)明的范圍的情況,雖然強(qiáng)度得到提高,但是延展性降低,最終顯示出沖擊韌性處于劣勢。比較例10為碳含量超出本發(fā)明的范圍的情況,因碳的馬氏體基體固溶強(qiáng)化效果的增大,使得強(qiáng)度大幅度增加,但是具有沖擊韌性變得非常低的問題。
比較例11為錳成分超出本發(fā)明的范圍的情況,雖然強(qiáng)度得到提高,但是延展性會降低,最終顯示出沖擊韌性變差。此外,鋼中有錳的偏析,因此顯示出由于局部性不均勻的組織的形成也會導(dǎo)致沖擊韌性處于劣勢。
比較例12為錳的成分小于本發(fā)明的成分范圍的情況,由于淬透性相對低,在冷卻速度小的情況下,會因此顯示出形成貝氏體組織而不會形成馬氏體,從而雖然沖擊韌性得到增加,但是強(qiáng)度會降低。此外,比較例13為硅含量超出本發(fā)明的成分范圍的情況,在其添加量為0.52%的水平下,也可以確認(rèn)拉伸強(qiáng)度會大幅度提高,與此同時(shí)沖擊韌性會急劇降低。
比較例14為滿足本發(fā)明的鋼組成成分,但冷卻速度過慢的情況下,顯示出會形成貝氏體而不會形成馬氏體,從而雖然沖擊韌性會提高,但是強(qiáng)度會降低。與此同時(shí),可以知道含有少量鉻的比較例15的沖擊韌性并不好。